Metastable Phase stability in ternary Zr - Matéria

Transcripción

Matéria, vol 8, Nº 3 (2003) 263 - 270
http://www.materia.coppe.ufrj.br/sarra/artigos/artigo10270
Estabilidad de Fases Metaestables en el Sistema Ternario Zr-Fe-V
C. Rodrígueza, D.A. Barbiricb, M. E. Pepec, J. A. Kovacsd, R.Hojvat de Tendlerc
a
Secretaría de Ciencia y Técnica, Facultad Regional Buenos Aires, Universidad Tecnológica Nacional, Buenos
Aires, Argentina, e-mail: [email protected]
b
Departamento de Química Inorgánica, Analítica y Química Física, Facultad de CienciasExactas y Naturales,
Universidad de Buenos Aires,Argentina e-mail:[email protected]
c
Servicio de Informática y Comunicaciones, Centro Atómico Constituyentes, Comisión Nacional de Energía
Atómica, Buenos Aires,Argentina, e-mail: [email protected]
d
Dept. of Molecular Biology, TPC-6, The Scripps Research Institute, 10550 N. Torrey Pines Road, La Jolla, CA
92037, e-mail: [email protected]
c
Instituto de Estudios Nucleares, Centro Atómico Ezeiza, Comisión Nacional de Energía Atómica, Avenida del
Libertador 8250, 1429 Buenos Aires, Argentina.
e-mail: [email protected]
RESUMEN
Hemos calculado la energía libre de formación de la fase amorfa metaestable y del compuesto estable Zr(Fe,V)2,
en el sistema Zr-Fe-V . Realizamos el cálculo utilizando una extensión reciente a aleaciones ternarias del modelo
de Miedema para aleaciones binarias. Comparamos los resultados del cálculo con los datos experimentales
existentes, informados en la literatura, sobre amorfización parcial del intermetálico Zr(Fe,V)2 en aleaciones de
interés nuclear, irradiadas con neutrones de alta energía. Suponemos que la irradiación aumenta la energía libre
del intermetálico respecto de la energía libre de la solución sólida. Los perfiles de concentración medidos en
torno del intermetálico definen en el triángulo de composición ternaria un camino de composición que desciende
desde el intermetálico hacia la matriz Zr puro. Se observa una desviación pronunciada del camino de
composición en el límite calculado entre el campo de coexistencia (intermetálico+amorfo) y el campo
monofásico del amorfo, para un incremento de la energía del intermetálico de 11 kJ/mol.
Palabras claves: Aleaciones de zirconio; Amorfización; Estabilidad de fases; Efecto de irradiación.
ABSTRACT
The free energy of formation of the amorphous metastable phase and of the Zr(Fe,V)2 stable compound in the
Zr-Fe-V system was calculated. Calculations were performed using a recent extension to ternary alloys of
Miedema's model for binary alloys. Computed results were compared with the experimental data reported in the
literature referred to partial amorphization of the Zr(Fe,V)2 intermetallic in alloys of nuclear interest irradiated
with high energy neutrons. It was assumed that irradiation increases the free energy of the intermetallic with
respect to the free energy of the solid solution. Concentration profiles measured around the intermetallic define,
on the ternary composition triangle, a composition path going down from the intermetallic towards the pure Zr
matrix. A pronounced deviation of the composition path in the calculated boundary between the
(intermetallic+amorphous) coexistence field and the amorphous monophasic field was observed for an increment
of 11kJ/mol in the intermetallic energy.
Key words: Zirconium alloys; Amorphization; Phase stability; Irradiation effects.
Matéria, 8, 3 (2003) C. Rodrígueza, D.A. Barbiricb, M. E. Pepec, J. A. Kovacsd,R.Hojvat de Tendlerc
1. INTRODUCCIÓN
La búsqueda de aleaciones basadas en Zr para ser usadas en reactores nucleares es permanente. Recientemente
se ha prestado atención al sistema Zr-Fe-V[1]. En este sistema se observa la amorfización de la fase Zr(Fe,V)2,
que ocurre en forma similar a la observada para la fase Zr(Fe,Cr)2 presente en Zircaloy-4 [2,3,4,5,6]. Cuando
estas aleaciones son irradiadas con neutrones de alta energía (E> 1.602.10-13 J (1Mev)) a temperaturas
intermedias (604 K para Zr-Fe-V y 580 K para Zr-Fe-Cr) se observa la formación de una corona amorfa en la
periferia de las partículas, que avanza hacia el interior de la partícula a la vez que se produce el vaciado,
principalmente de Fe, de la región amorfa, mientras la aleación es irradiada. Este proceso es motivo de
preocupación debido a su efecto sobre la estabilidad microestructural de la aleación y a la dispersión de solutos
de difusión rápida hacia la matriz. Generalmente se argumenta que el parámetro relevante en este proceso es la
alta difusividad del Fe respecto de otros solutos, a la vez que se ignora el efecto de la metaestabilidad de la fase
amorfa en este proceso.
En el análisis teórico del efecto de la irradiación con partículas de alta energía sobre la evolución de la aleación
multifásica, debemos considerar además de los saltos atómicos térmicamente activados, saltos balísticos
inducidos por la irradiación, tal como ha sido propuesto en la literatura [7]. Sin embargo, debido a la gran
complejidad de los fenómenos no existe todavía una descripción general aceptable acerca de mecanismos
relevantes específicos ni sobre las condiciones para la formación de la fase amorfa.
Recientemente se describió la posibilidad de existencia metaestable de una fase amorfa [8] suponiendo que ésta
puede producirse cuando ocurren cambios relativos entre las energías libres de las fases presentes en la
microestructura, considerando que la irradiación modifica la energía relativa de las fases [9]. Para ello se usó
una extensión a sistemas ternarios [8,10] del modelo semi-empírico de Miedema para aleaciones binarias [10],
describiéndose el sistema Zr-Fe-Cr [8]. Este último sistema puede considerarse, con relación a este proceso,
como sistema de referencia para Zircaloy–4. El perfil de composición medido desde el núcleo cristalino de la
partícula Zr(Fe,Cr)2 pasando por la corona amorfa (cuando esta se forma), hasta la interfase con la matriz α ha
sido presentado en [2-3-5-6]. En [8] se estableció una correlación entre ese perfil de composición y los límites
metaestables de coexistencia de las fases. Límites estos calculados [8], suponiendo que la energía libre del
intermetálico es incrementada en una cierta cantidad por el desorden químico y por la acumulación de defectos
producidos por irradiación. La correlación establecida pone de manifiesto algunas peculiaridades del fenómeno
que son presumiblemente atribuibles a los factores dinámicos presentes en el proceso. La magnitud del aumento
de energía libre del intermetálico es usada como parámetro de ajuste del cálculo para establecer la correlación
recién mencionada.
En el presente trabajo aplicamos el modelo para aleaciones ternarias [8-10] al sistema Zr-Fe-V. La selección de
parámetros del modelo y la correlación con los resultados experimentales existentes en la literatura [1], es
incluida en las secciones 2. y 3.. De la comparación de estos resultados con los resultados previos [8], el efecto
del equilibrio metaestable de fases y el de los fenómenos dinámicos se hace evidente.
2. CALCULO DE LA ENERGIA LIBRE DEL TERNARIO Zr-Fe-V
2.1. Energía libre de las fases.
Hemos calculado para la aleación Zr-Fe-V a 604 K la superficie de energía libre de formación de la fase amorfa
metaestable (∆GaZr-Fe-V) y la curva de energía libre de formación del compuesto intermetálico estable Zr(Fe,V)2
(∆Gcomp). ∆GaZr-Fe-V y ∆Gcomp fueron calculadas utilizando el modelo de Miedema [11], previamente extendido
por los autores de este trabajo y colaboradores a sistemas ternarios [8-10].
∆GaZr-Fe-V = ∆HcZr-Fe-V - T ∆SidealZr-Fe-V + Σxi ∆Gasi i=Zr,Fe,V.
(1)
∆GaZr-Fe-V contiene la energía libre de mezcla de los metales líquidos puros -los dos primeros términos de la
ecuación (1)- más la suma pesada de las diferencias de energía libre entre la fase amorfa y el cristal de los
metales puros a la temperatura del cálculo. ∆Hc simboliza la entalpía de mezcla del líquido, y el supraíndice c
indica que se trata del término químico del modelo de Miedema [11]. En el sistema ternario, ese término es la
suma pesada de las contribuciones de aleaciones binarias definidas según Kohler [8-10]. Un parámetro γ describe
en el modelo de Miedema [10] el grado de orden químico en los amorfos binarios limitantes. Hemos adoptado en
este cálculo γ=0 para Zr-Fe y γ=5 para Zr-V y Fe-V.
∆Gcomp = ∆Hc
(2)
264
∆Gcomp se calcula como la entalpía química a la composición estequiométrica y con el más alto grado de orden
químico γ=8 [10]. ∆Gcomp para Zr (Fe,V)2 es nuevamente la suma pesada según Kohler [8], de las contribuciones
de las aleaciones binarias limitantes. Hemos agregado la entropía ideal de mezcla en todo el rango de
composiciones de Zr(Fe,V)2, suponiendo que la solubilidad sólida de ZrFe2 se extiende a las composiciones
ternarias.
2.2. Coexistencia metaestable de las fases.
Hemos calculado las regiones de equilibrio metaestable entre la fase amorfa y la solución sólida hcp, y entre la
fase amorfa y el compuesto intermetálico Zr(Fe,V)2. Dadas en Zr-α la muy pequeña solubilidad sólida de V y la
solubilidad sólida despreciable de Fe, la solución sólida hcp en Zr- Fe-V a 604 K fué aproximada por Zr-α puro.
La región de equilibrio metaestable (Zr-α+a) fué definida proyectando sobre el triángulo de Gibbs la curva
generada por los sitios de tangencia en la superficie de la fase amorfa, ∆GaZr-Fe-V, de los planos tangentes a
∆GaZr-Fe-V que pasan por el vértice Zr-α [10]. El límite de la región de coexistencia (a+ Zr(Fe,V)2) fué
determinado calculando los sitios de tangencia en ∆GaZr-Fe-V, de los planos tangentes comunes a esa superficie y a
la curva ∆Gcomp. La curva limitante del campo bifásico, generada por esos puntos de tangencia, es proyectada
sobre el triángulo de Gibas. A cada punto sobre la curva ∆Gcomp corresponden sólo dos sitios de tangencia sobre
la superficie ∆GaZr-Fe-V, uno sobre cada una de las dos ramas de la curva limitante del campo bifásico (a +
Zr(Fe,V)2). Ellos definen dos líneas de vínculo que unen cada una de las dos composiciones del amorfo en
equilibrio con la composición del compuesto intermetálico.
3. RESULTADOS DEL CALCULO Y COMPARACIÓN CON EXPERIMENTOS.
El cálculo define una región de estabilidad interna para el intermetálico ternario Zr(Fe,V)2, indicada en la Figura
1 por un segmento de la línea de composición estequiométrica. Si suponemos que la energía del intermetálico,
con composiciones dentro de este rango, aumenta en una cierta cantidad por la acción de perturbaciones
dinámicas como son la molienda o la irradiación, se genera un campo de fase amorfa, energéticamente probable,
que coexiste metaestablemente tanto con la matriz como con el intermetálico, Figura 1. La magnitud del
aumento de energía libre que hemos asumido como parámetro de ajuste en el presente cálculo debe depender de
la temperatura, del flujo de irradiación [11], y de las características energéticas y cinéticas inherentes a cada
intermetalico.
En la Figura 1, representamos en el triángulo de composiciones ternarias del sistema Zr-Fe-V la extensión de los
campos monofásicos de la matriz α -representado por el vértice respectivo del triángulo-, de la fase amorfa calculado para distintos incrementos relativos de la energía del intermetálico (10, 11 y 12 kJ/mol), y del
intermetálico que es representado por un segmento de su línea de composición estequiométrica. El segmento
está definido por el rango de composiciones para las cuales el modelo de cálculo predice estabilidad interna del
intermetálico.
265
Figura 1. Sistema Zr-Fe-V. Diagrama de energía libre metaestable calculado a 604 K. (a): fase amorfa. Límite
(Zr(Fe,V)2+a/a), (- - -): ∆Gcomp incrementada en 10 kJ/mol; (⎯ -): ∆Gcomp incrementada en 11 kJ/mol; (⎯ ⎯):
∆Gcomp incrementada en 12 kJ/mol. Datos experimentales: perfil de composición (Figura 6d de la referencia [1])
(rombos).
Gilbon y colaboradores [1] observaron muestras de aleaciones de Zr-Fe-V preparadas siguiendo rigurosamente
los procedimientos usados en la fabricación de aleaciones de uso nuclear, las cuales fueron irradiadas con
neutrones de alta energía en un reactor nuclear, a 604 K y dosis de 7.2 x 1025 n/m2 . Estos autores identificaron
partículas de la fase Zr (Fe,V)2 que presentan una zona de fase amorfa en la periferia, en contacto con la matriz
α, en forma similar a la observada en la fase Zr(Fe,Cr)2 en muestras de Zircaloy-4 irradiadas [1,2,3,4,5,6]. En ese
mismo trabajo [1] los autores midieron perfiles de composición formados desde el centro del núcleo cristalino y
a través de la región amorfa adyacente, hasta la superficie de coexistencia de esta fase con la matriz α. El perfil
de composición define un camino en el triángulo de composiciones Zr-Fe-V tal como se muestra en la Figura 1.
Al analizar el trazado de este camino sólo tendremos en cuenta la tendencia general de los datos, sin considerar
variaciones menores. La composición medida en el centro de la partícula es hipoestequiométrica en soluto.
Desde el centro de la partícula se produce una reducción gradual de la relación Fe/V a lo largo del radio de la
partícula (500 nm, Figura 6d en [1]), en una dirección paralela a la línea de composición estequiométrica de la
partícula (Figura 1). Cerca de la interfase con el amorfo se produce una brusca variación del perfil (en un rango
de 30 nm, Figura 6d en [1]). En el curso de esta variación se observa una reducción más fuerte de la relación
Fe/V (Figura 6d en [1]), hasta alcanzar el límite de coexistencia metaestable (a/a+Zr(Fe,V)2) calculado en este
trabajo para un incremento de 11 kJ/mol en la energía libre de la partícula. Desde este punto en adelante se
observa principalmente la reducción de V hasta la interfase a/α, desde donde se completa en la matriz α, el
vaciado de Fe y V. En el tramo virtual del camino de composición, en el campo (a/a+Zr(Fe,V)2), el camino cruza
las líneas de vínculo calculadas para el equilibrio metaestable. Este comportamiento puede considerarse como
una medida del efecto de los factores dinámicos sobre el nuevo equilibrio bajo irradiación. Comparando con el
perfil de composición medido por Gilbon y colaboradores en muestras de Zircaloy-4 [2], representado en el
triángulo de composición Zr-Fe-Cr de la Figura 2, se observa que ambos perfiles son casi coincidentes en un
tramo, pero el vaciado de Fe continúa en este último caso hasta el contacto con el límite de coexistencia
(a/a+Zr(Fe,Cr)2) calculado para un incremento de energía del intermetálico de 6 kJ/mol [8]. Esto puede indicar
que el efecto de factores dinámicos es similar en ambas aleaciones, y que el mayor vaciado de Fe en Zr-Fe-Cr se
debe sólo a diferencias en el equilibrio metaestable entre ambos sistemas.
Los caminos definidos por los resultados de otros autores [3,5,6] en muestras de Zircaloy-4 presentan distintas
composiciones en el centro del núcleo cristalino, ello define distintos caminos, pero la tendencia general
posterior al núcleo cristalino es la misma tendencia descripta antes. El que resulten definidos distintos caminos
podría atribuirse a diferencias en la composición química y en los procesos de fabricación de los materiales
usados por los distintos autores.
266
Figura 2. Sistema Zr-Fe-Cr. Diagrama de energía libre metaestable calculado a 580 K [8]. (a): fase amorfa.
Límite (Zr(Fe,Cr)2+a/a), (⎯ - - -): ∆Gcomp incrementada en 6 kJ/mol; (⎯ -): ∆Gcomp incrementada en 8 kJ/mol;
(⎯ - -): ∆Gcomp incrementada en 10 kJ/mol. Datos experimentales (perfiles de composición): (cruces): (Figura
13d de [2]); (rombos vacíos): (Figura 6 de [5]) ; (rombos llenos): (Figuras 7 y 10 de[6] ; (círculos): (Figura 1 de
[3])
En la experiencia de Gilbon en Zr-Fe-V a 623 K, para la cual no se produce la fase amorfa, aún a altas dosis
(Figura 7b de [1]) , vemos que el camino se aparta poco de la línea de vínculo metaestable entre el núcleo de la
partícula y la matriz α (Figura 3). La línea vínculo, sin embargo, corre a lo largo de la relación Fe/V=1 mientras
267
Figura 3. Sistemas Zr-Fe-Cr y Zr-Fe-V. Datos experimentales: perfiles de composición de partículas Zr(Fe,Cr)2
y Zr(Fe,V)2 no amorfizadas.
(cruces): Zr(Fe,Cr)2 no irradiado (Figura 5 a de [2]; (rombos): Zr(Fe,Cr)2 irradiado a 873 K (Figura 5b de [2] );
(círculos): Zr(Fe,V)2 irradiado a 623 K (Figura 7b de [1]).
Este último comportamiento es similar al observado en muestras de Zircaloy-4, dónde partículas previamente
amorfizadas tenían una relación Fe/Cr=2 y transformaron a microcristales con relación Fe/Cr=1 cuando fueron
recocidas a 873 K. (Figura 13d en [2]).
4. DISCUSIÓN.
En la formación de los perfiles de composición intervienen fenómenos como el mezclado atómico forzado por el
bombardeo neutrónico en la interfase, o el efecto Kirkendal inverso [12] que tienden a apartar al sistema inicial
de sus composiciones de equilibrio. A estas fuerzas se contrapone una fuerza de origen termodinámico que
tiende a restablecer un nuevo equilibrio estacionario (no necesariamente el inicial, ni un estado de equilibrio
final), en un ambiente donde la difusividad se ha incrementado por efecto de la radiación. Este nuevo balance fue
motivo de investigación en los últimos 50 años. En uno de los tratamientos más generales aceptados [7], ha sido
propuesta la definición de una nueva función, sobre la base de un potencial estadístico, que reemplaza a la
energía libre usual. Esta función tiene en cuenta saltos atómicos difusivos térmicamente activados, y saltos
atómicos balísticos, inducidos por la irradiación. Lamentablemente no existe en la literatura una descripción de
estos fenómenos sobre la única base de factores dinámicos parciales o de la teoría general mencionada antes. El
cálculo presente no tiene en cuenta el efecto de los procesos dinámicos inducidos por la irradiación y por ello
tampoco ofrece una descripción completa de las observaciones experimentales. El cálculo presente provee, sin
embargo, un marco de referencia que permite no sólo reconocer el sentido de las desviaciones respecto de la
situación de equilibrio metaestable sino que también acota la magnitud de las mismas. El menor vaciado de Fe
observado en la región amorfizada de Zr(Fe,V)2 [1], respecto de la partícula Zr(Fe,Cr)2 según indica el análisis
presente parece estar relacionado con la metaestabilidad de la fase amorfa con respecto al intermetálico en los
sistemas respectivos, Figuras 1 y 2.
Considerando la línea vínculo efectiva plausible entre la fase amorfa y el intermetálico, Figura 1, vemos que el
camino trazado se desvía claramente de esta última, en el caso del sistema Zr-Fe-V. Con respecto a esta última
observación debemos mencionar que las líneas de vínculo calculadas en Zr-Fe-Cr [8], son tres (y no dos) para
algunas composiciones del intermetálico. Ello pude ser debido a las suposiciones sobresimplificadas respecto del
268
campo de existencia del intermetálico, que se ha supuesto una línea, a pesar de la evidencia experimental que
indica un campo de solución sólida apreciable para esta fase. Además contribuirán a este efecto ciertas
peculiaridades de la superficie del amorfo, como su planitud en la zona de contacto con los planos tangentes.
Por esto no podemos concluir que el comportamiento descripto sea el mismo para este sistema. Sin embargo, el
mayor vaciado de Fe en este sistema puede atribuirse a la presencia de la fase amorfa.
El mismo comportamiento general es observado en muestras en las que la fase amorfa no está presente. En
muestras de Zircaloy-4 no irradiadas, el perfil de composición (Figura 5a de[2]) define un camino en el triángulo
de composición que coincide con la línea de unión metaestable entre la partícula y la matriz, tal como
corresponde a un equlibrio difusional para interfase plana (Figura 3). En muestras irradiadas a mayor
temperatura, en las que no se forma la fase amorfa (Figura 5b de [2]), el camino se desvía de la línea de unión
respectiva en el mismo sentido y con magnitud acotada (Figura 3) tal como fue descripto cuando la fase amorfa
está presente. Sin embargo la magnitud del vaciado de Fe, como mencionamos antes, es drásticamente mayor en
este último caso, debido a la presencia de la fase amorfa.
El sentido del apartamiento en todas las experiencias analizadas (Figuras 1 y 3), indica un vaciado preferencial
del Fe respecto del V y del Cr. Vaciamiento que está acotado, como lo indica el análisis presente, respecto de las
líneas vínculo de los equilibrios metaestables respectivos. Probablemente el vaciado selectivo se deba a la
mayor difusividad del Fe, como ha sido mencionado repetidamente en la literatura especializada, pero este
efecto, que es atribuible a factores dinámicos, es mucho menor que el considerado ignorando el equilibrio
metaestable de la fase amorfa.
El efecto de un equilibrio metaestable sobre los perfiles de composición se manifiesta también en muestras de
Zircaloy-4 amorfizadas bajo irradiación que revierten su composición y su estructura a una fase microcristalina a
lo largo de la línea vínculo con la partícula original hasta un valor Fe/Cr=1. El perfil de transición entre esta
nueva fase y la matriz ocurre a lo largo de la línea vínculo correspondiente (ver los triángulos invertidos en la
Figura 5 de la referencia [8]). El mismo comportamiento se observa en el sistema Zr-Fe-V en muestras irradiadas
a alta temperatura (Figura 3). La fenomenología descripta parece indicar que el intermetálico original, que es
sometido a irradiación a estas temperaturas, no corresponde a la fase más estable y el efecto de la irradiación
probablemente acelere la transformación hacia un nuevo equilibrio.
5. CONCLUSIONES.
Para simular el efecto de procesos dinámicos como la molienda o la irradiación, se atribuyó al intermetálico
Zr(Fe,V)2 un aumento de energía libre adicional de 10, 11 y 12 kJ/mol. Se calcularon entonces, los limites de
existencia entre las fases matriz α, amorfo e intermetálico Zr(Fe,V)2 con su energía libre incrementada; y las
líneas de vínculo en las regiones de coexistencia meta estable de dos fases.
Se compararon los límites y líneas de vínculo mencionadas con el perfil de composición medido
experimentalmente por Gilbon y colaboradores en muestras irradiadas de Zr-Fe-V [1]. Se estableció una
correlación entre este perfil y el límite (a/a+Zr(Fe,V)2) calculado para un aumento de energía de 11 kJ/mol en el
intermetálico.
Cuando hay amorfización del intermetálico, comparando los caminos de composición en el sistema Zr-Fe-Cr [8],
con el camino de composición en el sistema Zr-Fe-V, se establece que el diferente vaciado de Fe en la fase
amorfa está relacionada con la diferente metaestabilidad de esa fase en los sistemas respectivos.
En el sistema Zr-Fe-V cuando la fase amorfa está presente y en ambos sistemas (Zr-Fe-V y Zr-Fe-Cr), cuando la
partícula intermetálica no amorfiza; de la comparación de los caminos de composición con la líneas vínculo
plausibles se puede acotar el efecto de los fenómenos dinámicos inducidos por la irradiación.
REFERENCIAS
[1]. GILBON D, SONIAK A, DORIOT S and MARDON JP. In: Sabol GP and Moan GD, editors. Zirconium in
the Nuclear Industry: Twelfth International Symposium. ASTM STP 1354, American Society for Testing and
Materials, West Conhohocken, p. 51-73. 2000.
[2]. GILBON D and SIMONOT C. in: Garde AM and Bradley ER, editors. Zirconium in the Nuclear Industry:
Tenth International Symposium. ASTM STP 1245, American Society for Testing and Materials, Philadelphia,
p.521-548. 1994.
[3]. GRIFFITHS M., CARLAN Y., LEFEBVRE F., LEMAIGNAN C., Micron 26, 551-553, 1995.
269
[4]. A.J. MOTTA, C.LEMAIGNAN, J. of Nucl. Mater. 195, 277-302. (1992).
[5]. GRIFFITHS M, MECKE J F and WINEGAR J E. In: E. R. Bradley and G. P. Sabol, editors. Zirconium in
the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium. ASTM STP 1295 American Society for Testing and
Materials, Philadelphia , p. 580,1996.
[6]. MAHMOOD S.T., FARKAS D.M.,. ADAMSON D.M, ETOH R.B., ASTM-STP 1354 (2000)
[7]. MARTIN G., SOISSON F., BELLON P., J. Nucl. Mater. 205 301-311. (1993)
[8]. RODRÍGUEZ C., BARBIRIC D. A., PEPE M. E., KOVACS J.A., ALONSO J.A., HOJVAT de TENDLER
R., Intermetallics, 10 205-216. (2002)
[9]. S.I. MAYDET, K.C. RUSSELL, J. Nucl. Mater., 64101-114. (1977)
[10]. HOJVAT de TENDLER R., BARBIRIC D.A., RODRIGUEZ C., KOVACS J.A., PEPE M.E., GALLEGO
L.J. and ALONSO J.A. , Int.J.Non-Eq.Proc., 11, p.309-322. (2000)
[11]. de BOER F.R., BOOM R., MATTENS W.C.M., MIEDEMA A.R. and NIESSEN A.K., Cohesion in
Metals. North -Holland, Amsterdam, 1988.
[12]. WOLLEMBERGER H., J. Nucl. Mater., 216 63-77. (1994)
[13].GILBON D, SONIAK A, DORIOT S and MARDON JP. In: Sabol GP and Moan GD, editors. Zirconium in
the Nuclear Industry: Twelfth International Symposium. ASTM STP 1354, American Society for Testing and
Materials, West Conhohocken, p. 51-73. 2000.
[14].GILBON D and SIMONOT C. in: Garde AM and Bradley ER, editors. Zirconium in the Nuclear Industry:
Tenth International Symposium. ASTM STP 1245, American Society for Testing and Materials, Philadelphia,
p.521-548. 1994.
[15].GRIFFITHS M., CARLAN Y., LEFEBVRE F., LEMAIGNAN C., Micron 26, 551-553, 1995.
[16]. A.J. MOTTA, C.LEMAIGNAN,J. of Nucl. Mater. 195, 277-302. (1992).
[17]. GRIFFITHS M, MECKE J F and WINEGAR J E. In: E. R. Bradley and G. P. Sabol, editors. Zirconium in
the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium. ASTM STP 1295 American Society for Testing and
Materials, Philadelphia , p. 580,1996.
[18]. MAHMOOD S.T., FARKAS D.M.,. ADAMSON D.M, ETOH R.B., ASTM-STP 1354 (2000).
[19]. MARTIN G., SOISSON F., BELLON P., J. Nucl. Mater. 205 301-311. (1993).
[20].RODRÍGUEZ C., BARBIRIC D. A., PEPE M. E., KOVACS J.A., ALONSO J.A., HOJVAT de TENDLER
R., Intermetallics, 10 205-216. (2002).
[21]. S.I. MAYDET, K.C. RUSSELL, J. Nucl. Mater., 64101-114. (1977).
[23].de BOER F.R., BOOM R., MATTENS W.C.M., MIEDEMA A.R. and NIESSEN A.K., Cohesion in
Metals. North -Holland, Amsterdam, 1988.
[24]. WOLLEMBERGER H., J. Nucl. Mater., 216 63-77. (1994).
270

Metastable Phase stability in ternary Zr - Matéria

Transcripción

Documentos relacionados

¿Qué Es Exactamente El Tercer Lado?

Síntesis y Caracterización de Compósitos Al-Ni - ceiich-unam

Propuesta de Trabajo Fin de Grado en Física

Desarrollo de un conjunto Brake Corner en