CONGRESO CONAMET/SAM 2004 ESTUDIO DE LA REGION CENTRAL DEL DIAGRAMA TERNARIO Zr-Nb-Fe, PARTE II C. Ramos(1), C. Saragovi(2), D. Arias(3), y M. Granovsky(3) (1) Instituto de Tecnología Prof. J. A. Sabato, CNEA-UNSAM. Beca Fundación YPF-CONICET. Av. Gral. Paz 1499, (1650). Buenos Aires, Argentina. ciramos@cnea.gov.ar (2) Departamento de Física. Comisión Nacional de Energía Atómica. Av. Gral. Paz 1499, (1650). Buenos Aires, Argentina. saragovi@cnea.gov.ar (3) Departamento de Materiales. Comisión Nacional de Energía Atómica. Av. Gral. Paz 1499, (1650). Buenos Aires, Argentina. granovsk@cnea.gov.ar RESUMEN Este trabajo continúa con la identificación y caracterización de las fases intermetálicas presentes y de los campos bifásicos y trifásicos asociados de la región central del diagrama de fases Zr-Nb-Fe. Con el propósito de determinar con mayor precisión el campo bifásico βZr + λ2 y acotar el rango de existencia en la zona con mayor contenido de Fe de la fase λ2, se fundieron nuevas aleaciones con las siguientes composiciones nominales: Zr55Nb35Fe10 y Zr35Nb5Fe60. A las mismas se les realizó un tratamiento térmico a 900º C durante 4 meses. Las técnicas utilizadas para determinar y caracterizar las fases presentes en las muestras fueron: metalografía óptica y electrónica de barrido, difracción de rayos X y espectroscopía Mössbauer. Se presenta como conclusión una propuesta de corte isotérmico de la región central del diagrama Zr-Nb-Fe teniendo en cuenta los resultados previos [1] y los obtenidos en el presente trabajo. Palabras claves: transformaciones de fases, diagramas ternarios, aleaciones base Zr. campo bifásico λ2 + βZr y el campo trifásico λ1 + λ2 + βZr y por otra parte acotar el rango de existencia en la zona con mayor contenido de Fe de la fase λ2, se fundieron nuevas aleaciones con las siguientes composiciones nominales: Zr55Nb35Fe10 y Zr35Nb5Fe60. A las mismas se les realizó un tratamiento térmico a 900º C durante 4 meses. En esta ocasión se emplearon las mismas técnicas experimentales ya citadas para la primera parte salvo la de microanálisis cuantitativo. 1. INTRODUCCIÓN El Zr y sus aleaciones se utilizan en forma creciente como materiales resistentes a la corrosión para la fabricación de equipos para la industria de procesos químicos y como material de contención para las pastillas de combustible de óxido de uranio en los reactores nucleares de potencia. El Zr es particularmente útil para estas aplicaciones por fácil disponibilidad, buena ductilidad, resistencia a daños por radiación, baja sección eficaz de captura de neutrones térmicos y excelente resistencia a la corrosión en agua caliente presurizada (hasta 350º C). Las aleaciones de Zr con agregado de distintos elementos tales como Sn, Nb, Fe, O, etc; en particular el Zirlo (Zr-1%Nb-1%Sn-0.1%Fe-0.1%O) presentan precipitados de Zr-Nb-Fe, de allí entonces la importancia de estudiar el diagrama ternario asociado a estos precipitados. En la primera parte de este trabajo [1] se habían estudiado muestras con 35% at. y 40 % at. de Zr y porcentajes atómicos de Fe variables entre 10 y 55 empleando técnicas de determinación y caracterización de fases: microscopías óptica y electrónica de barrido, difracción de rayos X, microanálisis cuantitativo mediante microsonda y espectroscopia Mössbauer. Como continuación de ese trabajo y con el objetivo de determinar con mayor precisión el límite entre el 2. DESARROLLO EXPERIMENTAL Se fundieron botones de aproximadamente 10 g. cada uno en un horno de arco con electrodo no consumible de W. El procedimiento se realizó en atmósfera de Ar de alta pureza partiendo de una liga madre Zr-20 % Nb con impurezas de Fe < 500 ppm y 1200 ppm de O y agregando Fe de 99.9 % de pureza y Zr y Nb de 99.8 % de pureza. Para evitar inhomogeneidades además de partir de una liga madre los botones se volvieron a fundir al menos cuatro veces. Las composiciones nominales en % at. obtenidas fueron: Zr55Nb35Fe10 y Zr35Nb5Fe60. Todas las muestras fueron envueltas en láminas de Ta y colocadas en un tubo de cuarzo en el cual se realizó vacío del orden de 10-7 Torr y se inyectó presión de Ar 1 CONGRESO CONAMET/SAM 2004 para finalmente sellarlo. Así preparadas fueron sometidas a un tratamiento térmico a 900° C durante 4 meses. Posteriormente las muestras fueron pulidas mecánicamente con papeles de carburo de silicio al agua de distintas granulometrías (220, 320, 400 y 600) y terminadas con un pulido con pasta de diamante de 1 μm. Seguidamente fueron atacadas químicamente con soluciones de FlH, NO3 y H2O o glicerina en proporciones variables de acuerdo a la composición de la muestra. Esta preparación permitió lograr una buena observación en los microscopios óptico y electrónico de barrido. Por otra parte los análisis mediante difracción de rayos X y espectroscopia Mössbauer requieren muestras en polvo. Estas fueron cuidadosamente obtenidas utilizando una lima con recubrimiento de diamante con el propósito de no contaminar el polvo con Fe, como sería en el caso de la utilización de una lima convencional. Esto conduciría a resultados erróneos de los parámetros hiperfinos Mössbauer, ya que el isótopo empleado fue Fe57. Para realizar los diagramas de difracción de rayos X se usó un difractómetro Philips PW-1810. Las medidas se llevaron a cabo barriendo un rango angular de 10°120°, usando la radiación Kα del Cu. El tiempo por punto fue de 15 seg. en pasos de 0.03°. La cantidad necesaria de polvo para lograr un buen absorbente Mössbauer fue calculada en virtud de la aproximación de absorbente delgado [2]. Los espectros fueron tomados en un espectrómetro convencional de aceleración constante en geometría de transmisión. Se trabajó a temperatura ambiente utilizando una fuente de Co57 en matriz de Rh y los barridos se realizaron variando el rango de velocidades entre –5 y 5 mm/s para espectros puramente paramagnéticos y entre -14 y 14 mm/s en el caso de aparición de fases magnéticas. El ajuste de los espectros se realizó mediante superposición de líneas Lorentzianas con el programa Normos [3]. Se utilizaron dobletes y sextetos para ajustar fases paramagnéticas y magnéticas respectivamente. Los valores de corrimiento isomérico (CI) fueron referidos a los del Fe α. Las calibraciones se hicieron con nitroprusiato de sodio en el caso de baja velocidad y con Fe α para velocidad alta. 3. RESULTADOS En la Tabla I se muestran las estructuras cristalinas obtenidas mediante el análisis con difracción de rayos X para las muestras tratadas térmicamente a 900ºC durante 4 meses. Las muestras de fundición presentaron las mismas estructuras cristalinas. Los parámetros hiperfinos asignados mediante el ajuste de los espectros Mössbauer para cada una de las fases presentes en las muestras se pueden ver también en la Tabla I. Estos parámetros (CI: corrimiento isomérico, DC: desdoblamiento cuadrupolar y BHF: campo magnético hiperfino) nos dan información sobre las propiedades químicas, estructurales y magnéticas de dichas fases. En el caso de la muestra Zr55Nb10Fe35 el ajuste se realizó con una distribución de DC asignada a la fase λ2 y dobletes paramagnéticos que según sus parámetros característicos fueron asignados a las fases λ1 y βZr. En cambio el espectro correspondiente a la muestra Zr35Nb5Fe60 se ajustó con una distribución de campo hiperfino correspondiente a la fase magnética (Zr+Nb)Fe2 y una distribución de DC correspondiente a la fase λ2. A modo de ejemplo se presenta en la Figura 1 el espectro Mössbauer con su ajuste correspondiente para la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900ºC y en la Figura 2 la distribución de campo magnético hiperfino obtenida para la fase (Zr+Nb)Fe2 en la misma muestra. La observación de las morfologías, tamaños y apariencias de las distintas fases presentes en las muestras se hizo a través de micrografías ópticas y electrónicas de barrido. Mediante esta última técnica se sumó la posibilidad de identificar las fases a través de un análisis cualitativo de composición con espectrómetro dispersivo de energías (EDAX). La Figura 3 muestra una micrografía óptica correspondiente a la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900º C. La Figura 4 corresponde a la misma muestra observada mediante microscopia electrónica de barrido. Unificando los resultados obtenidos por las diversas técnicas se puede resumir la información del siguiente modo: la muestra Zr55Nb10Fe35 pertenece al campo trifásico λ1 + λ2 + βZr mientras que la muestra Zr35Nb5Fe60 se encuentra en el campo bifásico λ2 + (Zr+Nb)Fe2. Tabla I. Resultados obtenidos para las muestras tratadas térmicamente a 900ºC mediante difracción de rayos X y espectroscopia Mössbauer. CI: corrimiento isomérico, DC: desdoblamiento cuadrupolar, *: raíz cuadrática media para la distribución de DC, BHF: valor medio de la distribución de campo magnético hiperfino. Muestra Zr55Nb35Fe10 Zr35Nb5Fe60 Estructura cristalina Sistema cúbico hexagonal cúbico hexagonal cúbico Tipo Ti2Ni MgZn2 W MgZn2 MgCu2 Análisis Mössbauer CI [mm/s] DC [mm/s] BHF [Tesla] -0.18 0.24 -0.28 0.46* -0.11 0.26 -0.15 0.33* -0.16 0.0 15.7. 2 Fases asignadas λ1 λ2 βZr λ2 (Zr+Nb)Fe2 CONGRESO CONAMET/SAM 2004 1,02 14 1,00 12 0,98 0,96 10 P(BHF) absorción 0,94 0,92 0,90 8 6 0,88 4 0,86 2 0,84 0,82 0 -15 -10 -5 0 5 10 0 15 5 10 15 20 25 vel[mm/s] BHF [Tesla] Figura 1: espectro Mössbauer de la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900ºC. El ajuste se realizó con un doblete paramagnético promedio debido a una distribución de DC y una distribución de campo magnético hiperfino. Figura 2: distribución de campo magnético hiperfino para la fase (Zr+Nb)Fe2 en la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900ºC, obtenida a través del análisis de los resultados hallados mediante espectroscopia Mössbauer. λ2 λ2 ZrFe2 ZrFe2 Figura 3: micrografía óptica (50X) de la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900ºC. Figura 4: micrografía electrónica de barrido (5000X) de la muestra Zr35Nb5Fe60 tratada térmicamente a 900ºC. correspondiente al binario ZrFe2 cuyo parámetro de red en la literatura es de aproximadamente a= 7.04 Ǻ [4]. El rango de homogeneidad de la fase correspondiente al binario es marcadamente asimétrico respecto de la composición estequiométrica Zr33Fe67 y se extiende en el rango Zr27Fe73 a Zr34Fe66. Esta asimetría podría deberse a la facilidad de los átomos de Fe de sustituir a los de Zr en la red ya que los primeros son considerablemente menores en tamaño que los últimos. Los valores de sus radios atómicos correspondientes en pm. son los siguientes: ra(Fe): 126 , ra (Zr): 160. En la fase ternaria sucede a su vez un mecanismo de sustituciones y esto se evidencia a través del análisis Mössbauer. El patrón de seis líneas correspondiente a este compuesto ferromagnético se ajustó con una distribución de campos hiperfinos ya que el Fe, átomo sonda, ve entornos ligeramente distintos. En la Tabla I 4. DISCUSIÓN Y CONCLUSIONES La muestra Zr55Nb10Fe35 se encuentra, como mencionamos anteriormente, en el campo de tres fases λ1 + λ2 + βZr . Este resultado es coincidente con el obtenido en nuestro trabajo anterior [1] para la muestra Zr40Nb30Fe30. Esta información nos lleva a concluir que el límite entre el campo trifásico λ1 + λ2 + βZr y el campo bifásico λ2 + βZr estaría un poco corrido en cuanto a composición (alrededor del 62% at. de Zr) respecto del sugerido en el trabajo previo [1] que rondaba el 75% at. de Zr. Este hecho daría como consecuencia un campo bifásico bastante estrecho. Por otra parte, en la muestra Zr35Nb5Fe60 aparece la fase (Zr+Nb)Fe2 caracterizada por la estructura cúbica de Laves de tipo MgCu2 (C15), proveniente de la 3 CONGRESO CONAMET/SAM 2004 Considerando los nuevos resultados y los anteriores [1] se podría sugerir que el rango de existencia superior (respecto del contenido de Fe) podría estar alrededor del 53% at. de Fe, 14% at. de Nb y 33% at. de Zr. Sin embargo este dato es muy preliminar ya que debería hacerse un estudio más profundo de la composición de esta fase en la muestra mediante microanálisis cuantitativo. Esta es una de las tareas que se desarrollará próximamente para lograr mayor precisión. A partir del análisis de estos resultados y teniendo en cuenta también los resultados obtenidos en la primera parte de este trabajo [1] se propone un corte isotérmico a 900ºC del diagrama ternario Zr-Nb-Fe en su zona central. Datos obtenidos en trabajos previos de nuestro grupo [7-10] han servido para reforzar la propuesta (Figura5 ). figura el valor de campo más probable, sin embargo observando la distribución (Figura 2) se distinguen dos máximos principales que corresponden a campos promedio de 8 y 17 Tesla aproximadamente. El valor hallado en la literatura para la fase correspondiente proveniente del binario es de alrededor de 20 Tesla [4]. Esto sugiere que para contribuciones de campo menor probablemente sea el Nb (ra: 147 pm.) quien sustituya sitios de Fe o Zr, y como el Nb es no magnético en consecuencia el campo disminuya. La otra fase hallada en la muestra es la fase hexagonal de Laves de tipo MgZn2 (C14), λ2, de la forma Zr(Fe+Nb)2. Mediante el uso del mapa estructural de Pettifor AB2 [5] se verificó la estabilidad de ambas fases de Laves, (Zr+Nb)Fe2 y Zr(Fe+Nb)2. En el caso de la fase hexagonal λ2 en el trabajo anterior [1] se había reportado el rango de existencia inferior, respecto del contenido de Fe, en alrededor del 30% at. Fe, 35% at. Zr y 35% at Nb. Nb 0,00 1,00 βNb 0,25 r+ 0,50 βZ 0,50 λ 2 + βZ r+ βN b βN b 0,75 λ1 + λ2 0,75 λ2 0,25 λ1+ λ2 βZr (Zr+Nb)Fe2 + λ2 λ1 1,00 Zr 0,00 + βZr 0,25 Zr3Fe 0,50 Zr2Fe 0,75 0,00 1,00 Fe ZrFe2 Figura 5: Corte isotérmico a 900ºC propuesto para el diagrama ternario Zr-Nb-Fe en la zona estudiada. 5. REFERENCIAS 4 [1] C. Ramos, C. Saragovi, D. Arias y M. Granovsky, Jornadas SAM/CONAMET/Simposio Materia 2003, Bariloche, Río Negro, Argentina, pp. 327-329. [2] G. J. Long, T. E. Cranshaw, G. Longworth, Mössbauer Effect Data Ref. J. 6 (2), 1983, pp. 42-49. [3] R. A. Brand, programa Normos, Internat. Rep. Angewandte Physic, Univ. Duisburg, 1987. [4] F. Aubertin, U. Gonser, S.J. Campbell, H.G. Wagner, Z. Metall. 76 (4), 1985, pp. 237-244. [5] D. G. Pettifor, Solid State Commun. 51, 1984, pp. 31-34. [6] D. G. Pettifor, Mater. Sci. Technol. 4, 1988, pp. 675-691. [7] C. Ramos, C. Saragovi, M. Granovsky and D. Arias, Hyperfine Interactions, 122, 1999, pp. 201-207. [8] C. Ramos, C. Saragovi, M. Granovsky and D. Arias, Hyperfine Interactions, 139/140, 2002, pp. 363368. [9] M. Granovsky, M. Canay, E. Lena and D. Arias, Journal of Nuclear Materials, 302, 2002, pp. 1-8. [10] C. Ramos, C. Saragovi, M. Granovsky and D. Arias, Journal of Nuclear Materials, 312, 2003, pp. 266-269.