Estabilidad microestructural y creep de una superaleación
2003
Título | Estabilidad microestructural y creep de una superaleación |
Nombre | De Cicco, Hernan Licenciado en Física Universidad de Buenos Aires Magister en Ciencia y Tecnologia de Materiales UNSAM Doctor en Ciencia y Tecnología, mención Materiales UNSAM |
Directores | Dr. Ovejero García José. CNEA Dr. Gribaudo Luis M.. . Departamento Materiales, Centro Atómico Constituyentes |
Fecha Defensa | 2003 |
Jurado | |
Código | IT/TD-16/03 |
Resumen
La presente investigación se refiere al estudio del envejecimiento de un material endurecido por precipitación, la superaleación base hierro conocida bajo la denominación A286. Suele hallárselo como componente de turbinas, recipientes de presión, etc., en la industria nuclear y aeroespacial, cuando se requiere buen rendimiento mecánico y resistencia a la corrosión a elevada temperatura.
Como otras superaleaciones, presenta como principal característica microestructural una fina dispersión de un precipitado γ´, coherente con la matriz γ austenita, y responsable del buen comportamiento mecánico a moderadamente altas temperaturas. Como contrapartida dicha fase endurecedora es metaestable, y cuando la temperatura es superior a cierta temperatura crítica, colapsa a favor de la fase estable de equilibrio, dejando al material sin su principal característica microestructural y deteriorando severamente las propiedades mecánicas del mismo.
Las técnicas experimentales principalmente empleadas consistieron en ensayos de microdureza a temperatura ambiente de material en la condición provista por el fabricante(AR) y envejecido durante tiempos de hasta 1700 horas a distintas temperaturas, a fin de evaluar la estabilidad de fases, especialmente la que granjea la principal característica metalúrgica de la aleación, es decir el precipitado γ´.
Se llevaron a cabo ensayos de creep, la mayoría de ellos a rotura, a tensión constante en temperaturas del orden de la temperatura de servicio (600 oC) y no superiores a aquélla en la cual la fase endurecedora se desestabiliza, empleando material en estado AR. Para la realización de estos ensayos se construyó un equipo de creep.
La cantidad más relevante y la que ha sido sometida a una más intensiva investigación en todo estudio de creep, es la velocidad de deformación del secundario. Para metales puros y materiales reforzados por solución sólida, ecuaciones como la de Dorn, también referidas como leyes potenciales de creep, con exponentes de tensión en la gama de 1 a 7 y energías de activación similares a la de autodifusión, han explicado satisfactoriamente esta cantidad en una amplia gama de tensiones y temperaturas.
En materiales endurecidos por partículas, coherentes o incoherentes con la matriz, el paradigma anterior implica exponentes de tensión superiores (en algunos casos valores en el orden de 40 han sido referidos) y energías de activación por encima de la de autodifusión.Tales discrepancias han sido racionalizadas en algunos casos, valiéndose del mismo paradigma, mediante el empleo del concepto de tensión interna o tensión umbral, dependiente de la temperatura, según el cual la ecuación de Dorn sigue teniendo validez si la tensión aplicada es sustituida por cierta tensión efectiva. Conceptos tales como trepado local o generalizado de dislocaciones, atracción de dislocaciones por partículas incoherentes, etc., han sido desarrollados por Ansell, Weertman, Mc Lean, Lagneborg, Arzt y otros a fin de tener una teoría físicamente basada acerca del estado estacionario de estos materiales.
En la presente investigación, modelamos el estado estacionario basándonos en ideas de Gibbs, Vineyard y otros, posteriormente revisadas por Kocks, Argon y Ashby, sobre el deslizamiento de dislocaciones térmicamente activado. El comportamiento de la aleación ha sido exponencial en la tensión, con una energía de activación superior a la de autodifusión, y las magnitudes de activación tales como la energía libre a tensión cero y la máxima resistencia sobre la cual se tiene flujo continuo han sido obtenidas del gráfico de Fisher de todos los resultados experimentales. La constancia de los volúmenes de activación del mecanismo de deformación involucrado, obtenidos de gráficos de Arrhenius, sugirió una energía libre de activación lineal con la tensión aplicada.
Los tiempos de rotura han mostrado cierta correlación con las velocidades del secundario, de acuerdo con una relación de Monkmant-Grant modificada con la inclusión de la deformación a rotura. El parámetro de Larson-Miller también mostró una razonable correlación entre las cantidades relevantes en cuestiones de vida residual como son la temperatura, carga y tiempo de falla del componente.
También se realizaron ensayos de creep, para evaluar el comportamiento del material en estado previamente sobreenvejecido, a fin de simular el deterioro de las propiedades mecánicas si se producen posibles excursiones de temperatura en las zonas de inestabilidad de la aleación.
Los estudios fueron complementados con observaciones de la microestructura del material en las diversas condiciones exploradas mediante microscopía óptica y electrónica de transmisión y barrido.
Como otras superaleaciones, presenta como principal característica microestructural una fina dispersión de un precipitado γ´, coherente con la matriz γ austenita, y responsable del buen comportamiento mecánico a moderadamente altas temperaturas. Como contrapartida dicha fase endurecedora es metaestable, y cuando la temperatura es superior a cierta temperatura crítica, colapsa a favor de la fase estable de equilibrio, dejando al material sin su principal característica microestructural y deteriorando severamente las propiedades mecánicas del mismo.
Las técnicas experimentales principalmente empleadas consistieron en ensayos de microdureza a temperatura ambiente de material en la condición provista por el fabricante(AR) y envejecido durante tiempos de hasta 1700 horas a distintas temperaturas, a fin de evaluar la estabilidad de fases, especialmente la que granjea la principal característica metalúrgica de la aleación, es decir el precipitado γ´.
Se llevaron a cabo ensayos de creep, la mayoría de ellos a rotura, a tensión constante en temperaturas del orden de la temperatura de servicio (600 oC) y no superiores a aquélla en la cual la fase endurecedora se desestabiliza, empleando material en estado AR. Para la realización de estos ensayos se construyó un equipo de creep.
La cantidad más relevante y la que ha sido sometida a una más intensiva investigación en todo estudio de creep, es la velocidad de deformación del secundario. Para metales puros y materiales reforzados por solución sólida, ecuaciones como la de Dorn, también referidas como leyes potenciales de creep, con exponentes de tensión en la gama de 1 a 7 y energías de activación similares a la de autodifusión, han explicado satisfactoriamente esta cantidad en una amplia gama de tensiones y temperaturas.
En materiales endurecidos por partículas, coherentes o incoherentes con la matriz, el paradigma anterior implica exponentes de tensión superiores (en algunos casos valores en el orden de 40 han sido referidos) y energías de activación por encima de la de autodifusión.Tales discrepancias han sido racionalizadas en algunos casos, valiéndose del mismo paradigma, mediante el empleo del concepto de tensión interna o tensión umbral, dependiente de la temperatura, según el cual la ecuación de Dorn sigue teniendo validez si la tensión aplicada es sustituida por cierta tensión efectiva. Conceptos tales como trepado local o generalizado de dislocaciones, atracción de dislocaciones por partículas incoherentes, etc., han sido desarrollados por Ansell, Weertman, Mc Lean, Lagneborg, Arzt y otros a fin de tener una teoría físicamente basada acerca del estado estacionario de estos materiales.
En la presente investigación, modelamos el estado estacionario basándonos en ideas de Gibbs, Vineyard y otros, posteriormente revisadas por Kocks, Argon y Ashby, sobre el deslizamiento de dislocaciones térmicamente activado. El comportamiento de la aleación ha sido exponencial en la tensión, con una energía de activación superior a la de autodifusión, y las magnitudes de activación tales como la energía libre a tensión cero y la máxima resistencia sobre la cual se tiene flujo continuo han sido obtenidas del gráfico de Fisher de todos los resultados experimentales. La constancia de los volúmenes de activación del mecanismo de deformación involucrado, obtenidos de gráficos de Arrhenius, sugirió una energía libre de activación lineal con la tensión aplicada.
Los tiempos de rotura han mostrado cierta correlación con las velocidades del secundario, de acuerdo con una relación de Monkmant-Grant modificada con la inclusión de la deformación a rotura. El parámetro de Larson-Miller también mostró una razonable correlación entre las cantidades relevantes en cuestiones de vida residual como son la temperatura, carga y tiempo de falla del componente.
También se realizaron ensayos de creep, para evaluar el comportamiento del material en estado previamente sobreenvejecido, a fin de simular el deterioro de las propiedades mecánicas si se producen posibles excursiones de temperatura en las zonas de inestabilidad de la aleación.
Los estudios fueron complementados con observaciones de la microestructura del material en las diversas condiciones exploradas mediante microscopía óptica y electrónica de transmisión y barrido.
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