CONAMET/SAM-2008

ESTUDIO DE LA DINAMICA DE LAS DISLOCACIONES ENMONOCRISTALES DE Mo.

“FENOMENOLOGÍA DE LA DEFORMACIÓN DE MICRO-ESPECÍMENESDENTRO DE LA COLUMNA DEL HVTEM, IN SITU.”.

Dr. Pedro Tamayo Meza*, Oscar E. Bautista Godínez*, Erik Bautista Godínez, Viacheslav Yermishkin**

* Instituto Politécnico Nacional, Sección de Estudios de Posgrado e Investigación,

Escuela Superior de Ingeniería Mecánica y Eléctrica-UA.

Av. Granjas, N°682, Colonia Santa Catarina. Del. Azcapotzalco, CP.02550, México, DF.

Tel. 52-5729-6000, ext. 64530

**Institute of Metallurgy Baikov, Russian Academy of Sciences.

Lenninsky Prozpekt 49, Russian Federation, Moscow.

*E-mail: ptamayom@ipn.mx

E-mail: obautista@ipn.mx

Resumen.

El papel de las dislocaciones es fundamental en la deformación plástica de los metales, y en la formación

de sus propiedades mecánicas; esto se comprendió ya a mediados de los años treinta. Sin embargo, las

investigaciones orientadas a explicar la naturaleza física de las dislocaciones, que se ve reflejada en la

curva , incluso hasta el presente adolecen de serias inconsistencias metodológicas: por su

naturaleza el límite de fluencia, la resistencia a la deformación y el límite de ruptura, son características

mecánicas dinámicas que se adecuaban y correlacionaban con las estructuras dislocacionales, y éstas se

analizaban por los métodos de la microscopía electrónica bajo condiciones estáticas [1,2]. Se daba como

un hecho de que podían obviarse los cambios cualitativos y cuantitativos en la forma de cómo se

distribuyen las dislocaciones, y la magnitud de la densidad de ellas durante el proceso de descarga del

espécimen plásticamente deformado, el método empleado en la preparación de las muestras para el

estudio por microscopía electrónica a partir de éste, y durante el estudio de sus estructuras en el TEM.

El problema de la confiabilidad de los ensayos experimentales, sobre los cuales se estudiaba la

interrelación entre las características mecánicas y los parámetros de la estructura dislocacional, se resolvía

básicamente procesando estadísticamente los resultados de las observaciones por TEM, obtenidas sobre

muestras distintas, cortadas de diferentes maneras a partir de macro-especímenes con diferentes

condiciones de difracción, y que daban la posibilidad de revelar las dislocaciones en todos los posibles

sistemas cristalinos [1,3].

Posteriormente atrajo la atención la posibilidad de que la estructura dislocacional se distorsionara durante

el proceso de preparación de las micromuestras cortadas de macro-especímenes deformados, y se tomaron

especiales medidas para obviar este problema.

Mughrabi [4], en observaciones por TEM sobre especímenes deformados en monocristales de Cu,

propuso anclar la estructura dislocacional bajo carga mediante radiación dentro del reactor nuclear, y la

distorsión inducida por el electropulido se podía evitar mediante el enfriamiento del electrolito. Estos

estudios demostraron que las mayores alteraciones tanto en el carácter de la distribución de las

dislocaciones, como así en los valores de su densidad localizada surge durante el proceso de descarga del

espécimen deformado, y estas alteraciones tienen un carácter fundamental. Los experimentos realizados

por Mughrabi H., en monocristales de Cu [5] expuestos a radiación, no brindaron una cabal respuesta

sobre el carácter de la estructura de las dislocaciones en los metales de transición con estructura BCC, y

no estimularon los estudios en metales con estructura FCC. La razón de esto consiste en que la mayoría

de los investigadores habían calculado que los esfuerzos surgidos por el roce en la red cristalina, típica

para las estructuras BCC, era una garantía suficiente como para prever un reacomodo de la estructura

dislocacional en estos metales en estado deformado durante el proceso de descarga.

La HVTEM “in situ”, donde el objeto del estudio son el cuadro físico real de los procesos a nivel de la

estructura distorsionada del metal, generada en micro-especímenes con un espesor tal, que garantiza su

similitud con la evolución de una estructura dislocacional en estructuras de grandes dimensiones, brinda

al investigador grandes posibilidades para solucionar este complejo problema.

1. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA.

Analizando la forma que adquiere el segmento

dislocacional dentro del campo de los esfuerzos

tangenciales aplicados como indicativo de su

magnitud, y efectuando una permanente

observación sobre como evoluciona la

estructura dislocacional cuando tensionamos

los micro-especímenes dentro del HVTEM, es

posible correlacionar las características

mecánicas del metal y los parámetros

correspondientes de la estructura dislocacional

bajo condiciones dinámicas [5,6].

Es difícil sobreestimar el verdadero significado

de todas las posibilidades que surgen de las

características y el potencial que abre el TEM

de alto voltaje, HVTEM “in situ”, para explicar

las propiedades mecánicas de los macro-

especímenes dentro del marco de la física, en el

estudio de los micromecanismos de la

deformación del metal, y para evaluar los

parámetros estructurales que participan en la

generación de un determinado nivel de

propiedades [7,8].

En el presente trabajo fundamentalmente

centramos la atención a la explicación física de

las características mecánicas obtenidas de los

ensayos sobre macroespecímenes, y al estudio

de una serie de concretos mecanismos de

reacomodos estructurales dentro de un sistema

de dislocaciones bajo condiciones de carga,

característico para metales de transición con

estructura BCC[9]. Es necesario señalar, que la

relación entre las características mecánicas con

los parámetros de la estructura fina del metal, en

general está bastante bien estudiado. En

particular, la relación funcional entre el esfuerzo

de deformación con la densidad de

dislocaciones se plantea en una serie de trabajos

teóricos y experimentales, a través de la

siguiente ecuación:

Gb= (1)

y el tamaño de la deformación plástica se

describe a través de la conocida ecuación de

Orowan:

lb= (2)

Sin embargo en (1), el parámetro - densidad

de las dislocaciones, - distintos investigadores lo

entiende de manera diferente, y en función del

modelo que concretamente se considere, la

relación entre las dislocaciones móviles con las

dislocaciones ancladas, en las diferentes teorías

del endurecimiento por deformación este puede

entenderse como la densidad de las

dislocaciones concentradas en las paredes de las

redes periódicas, o la densidad de un

conglomerado de dislocaciones, o la densidad

de las dislocaciones móviles, e incluso la

densidad total de las dislocaciones.

En (2), - se entiende como la densidad de las

dislocaciones deslizantes que abandonan el

cristal y emergen a la superficie durante la

deformación.

La ecuación (1) puede obtenerse a partir de

simples consideraciones energéticas, y ésta

describe los cambios que experimenta una

estructura dislocacional inicial, dentro de una

estructura de dislocaciones bajo condiciones de

carga, la cual inversamente se relaciona con la

inicial durante una rápida descarga, pero que

puede muy lentamente evolucionar bajo

c o n d i c i o n e s d e c u a s i - r e l a j a c i ó n .

Microespecímenes de Mo, W, Fe, FeSi, Va y Zn

bajo tensión, aleaciones de W con Re y Ta,

ensayados “ in situ”, mostraron que el

deslizamiento de las dislocaciones de borde

comienza a valores muy bajos del esfuerzo,

unas cuantas veces por abajo del límite de

proporcionalidad, determinado de los ensayos

tradicionales. Esto coincide en buena forma con

los datos de los ensayos macroscópicos que

estudian la movilidad de las dislocaciones a

temperatura ambiente mediante el uso del

método por corrosión selectiva en probetas de

Mo ensayadas bajo flexión en tres puntos. Los

resultados mostraron que el deslizamiento de las

dislocaciones comienza a 2

/40,0 mmkgr=

para el Mo [10], y a 2

/56,0 mmkgr= , en

el W. El esfuerzo que produce la explosión de

los segmentos dislocacionales depende tanto de

la pureza del metal, así como de su longitud.

En nuestros ensayos, realizados sobre

microespecímenes en monocristales de Mo con

orientación [100] )110(_

y [100] (001) el

esfuerzo de ruptura, determinado en

aproximación con la tensión igual al segmento

dislocacional, fluctuó entre 0,1 a 4,8 kgr/mm2,

es decir, cercano a los valores del límite de

microfluencia μ , determinado de los

experimentos por cuasi-relajación y los

mecanismos de histéresis.

2.PROCEDIMIENTOEXPERIMENTAL

Los monocristales de Mo fueron obtenidos

utilizando la técnica descrita en [11]. El

aceleramiento de las dislocaciones helicoidales

se determinó experimentalmente en un micro

espécimen de Mo bajo tensión [12]. La

geometría de los micro especímenes para los

ensayos de tensión “in situ” en el HVTEM fue

similar a los especímenes planos empleados en

los ensayos estándares de tensión. Sin embargo,

los micro especímenes no fueron totalmente

planos, por ello no eran homogéneos en su

espesor. El área de los micro especímenes

semejaba a dos cuñas. El espesor mayor se

ubicó en el eje central, y osciló entre 10 y 15

m. El espesor en los bordes disminuyó

lentamente, transformándose en una entalladura.

Con un ancho entre 0,5 - 0,6 mm, los mejores

especímenes tenían una zona con bordes de 15 –

30 m, donde el ancho era lo suficientemente

aceptable desde el punto de vista que permitía la

repetitividad en la medición de la velocidad de

las dislocaciones y su coincidencia con los datos

obtenidos por otras técnicas. Se utilizó un

dispositivo estándar de tensión ajustable al

JEOL-1000, con una carga máxima de 250

gramos. Un espécimen con orientación ( )110

fue deformado a una tensión de2

/5,23 mmkgr= , dentro del cañón del

TEM que puso en movimiento a las

dislocaciones helicoidales con una velocidad de

6,54 x 10-4

cm/seg. Las observaciones se

efectuaron en un HVTEM – JEOL con 1000 KV

de aceleración de la tensión.

3. DISCUCIÓN DE LOS RESULTADOS.

Nosotros analizamos la movilidad de las

dislocaciones en micro-especímenes de Mo.

Considerando que el área de los

microespecímenes era variable, y el carácter de

su deformación muy irregular después de

aplicada la carga debido a la heterogeneidad del

estado estructural, no es necesario darle gran

importancia a la posibilidad de registrar la carga

para determinar el estado localizado de tensión

en el espécimen. Como señal de los esfuerzos

tangenciales nosotros consideramos que la

forma de la línea dislocacional era estable, y que

ésta se obtuvo dentro del campo de los

esfuerzos aplicados.

Según la ecuación

R

Gb

2= (3)

donde: R radio de curvatura del segmento

dislocacional; determinamos el tamaño del

esfuerzo aplicado. Esta ecuación se logró

suponiendo que la tensión de las componentes

helicoidales y de borde del bucle dislocacional

eran iguales [13]. La distancia del

desplazamiento de las dislocaciones se logró

midiendo directamente en el monitor del

microscopio las huellas dejadas por éstas tanto

en la parte superior como inferior de la

superficie del micro espécimen. El tiempo de

desplazamiento de las dislocaciones, y el tiempo

de superación termoactivado de los obstáculos

locales pudo determinarse con una precisión de

hasta 0,5 segundos utilizando un cronómetro.

El irregular desplazamiento de las dislocaciones

representa serios problemas para medir

confiablemente su velocidad dentro de los

valores correspondientes de los esfuerzos.

Períodos relativamente cortos de un activo

deslizamiento de las dislocaciones van

alternados con períodos mas prolongados,

cuando las dislocaciones lentamente superan la

resistencia presentada por los obstáculos

locales. De aquí se concluye la posibilidad de

una errática determinación en la velocidad de

las dislocaciones. Si la determinamos como:

dt

l= (4)

donde l longitud de la distancia libre

recorrida por la dislocación y, dt duración del

deslizamiento de la dislocación; entonces el

valor de la velocidad supera en muchas veces

sus propios valores, los cuales fueron

determinados mediante el uso de los métodos de

corrosión selectiva. A este valor de la velocidad

de las dislocaciones se le denomina como la

velocidad de despegue. Si la velocidad se

determina mediante la formula:

eftd tt

l

0+

= (5)

donde 0t - tiempo de permanencia de la

dislocación en el obstáculo; entonces sus

valores son bastante cercanos a aquellos

determinados mediante otros métodos, incluso

con aquellos que se utilizan para determinar la

distancia recorrida por las dislocaciones

utilizando el método de corrosión selectiva. Si

eftt0

>> dt , y

eftt0

- lo entendemos como el

tiempo de termoactivación que se requiere para

superar el obstáculo bajo condiciones

establecidas de temperatura y fuerza, es decir, el

tiempo de espera para una fluctuación térmica

de requerida magnitud, el cual conforme a [14]

es posible expresarse como:

=kT

Utt

eft

)(exp00 (6)

donde: t es el período de oscilación del

átomo; entonces la ecuación (5) muy fácilmente

puede ser expresada a través de la conocida

ecuación que describe la velocidad de las

dislocaciones en función de la fuerza, es

decir:

=

==

kT

U

kT

Ut

l

exp

exp

0

0 (7)

Fig. 1: Carácter del deslizamiento de las

dislocaciones en un sistema ]111[_

123(_

) en

microespecímenes de Mo (001) ]011[_

.

En la Figura 1, mostramos la forma del

deslizamiento de las dislocaciones en

microespecímenes de Mo (001) ]011[ en un

sistema de deslizamiento ]111[ )123( bajo

carga constante.

Se puede observar, que los ciclos de

deslizamiento de las dislocaciones se alternan

con períodos donde la superación de los

obstáculos es muy lenta, e incluso con períodos

cuando éstas llegan a detenerse totalmente. Los

períodos cuando las dislocaciones se detienen

totalmente son muy convenientes para analizar

su configuración de manera estable, y sus

períodos de deslizamiento son convenientes

para determinar la longitud del camino que éstas

recorren. La medición repetitiva del proceso

permite analizar cuadro por cuadro las vídeo

grabaciones, lográndose una aceptable

precisión. Así, para magnificaciones de

x 90.000 veces, el margen de error absoluto en

la medición de la velocidad de las dislocaciones

alcanza valores de 2,2x10-6

cm/seg, lo que

garantiza una repetitividad de los resultados en

el rango de un orden / error relativo del 10 –

44% /.

Es necesario señalar, que la medición

confiablemente de la velocidad de las

dislocaciones con los equipos y técnicas usadas

por nosotros, es posibles solo para las

dislocaciones helicoidales. La velocidad de

deslizamiento de las dislocaciones de borde para

nuestras condiciones experimentales superaría

los 10-3

cm/seg, que coincide con el umbral

superior de las mediciones de la velocidad de

las dislocaciones en nuestro caso. En la Figura

2, nosotros mostramos la velocidad de

deslizamiento de las dislocaciones helicoidales

en función de la tensión para especímenes de

Mo [001] ( )011(_

; estos resultados se

obtuvieron del análisis de las video grabaciones

del proceso de deformación.

Las dislocaciones helicoidales utilizadas para

las mediciones, deslizaron preferencialmente en

el sistema (101) [ ]111_

, sin embargo,

considerando su trayectoria zigzagueante es

posible ver, que durante su movimiento estas

perdieron de 1 a 3 actos del deslizamiento

transversal, por lo visto, debido a que éstas

interfieren unas con otras.

En la Figura 3, mostramos la función

)(fD = para el caso cuando los esfuerzos,

que actúan sobre la dislocación, fueron

determinados utilizando la ecuación de Stroh

[14]:

=4

ln

0r

RGb

(8)

donde: R longitud del segmento curvo;

radio de curvatura del segmento doblado.

La necesidad de determinar el esfuerzo

empleando la ecuación (2.9), surge a causa de

que la curvatura de las dislocaciones

helicoidales no es lo suficientemente grande

como para considerar la dislocación un círculo,

como esto se espera en aproximación a la

tensión equiparable, la cual se obtiene de la

ecuación (2.4). En la Tabla 1, nosotros

mostramos los valores de las constantes

dinámicas del desplazamiento de las

dislocaciones obtenidos del procesamiento de

las observaciones realizadas en el TEM de los

micro-especímenes deformados (1.2), y del

procesamiento de los experimentos bajo

condiciones de cuasi-relajación (3.4), y de los

0 10 20 30

DV

trabajos realizados por investigadores japoneses,

que igualmente trabajaron en monocristales de

Mo.

Atrae la atención la enorme diferencia entre los

resultados obtenidos por los investigadores

japoneses, sobre todo en los valores de ).2,1(0La divergencia en los resultados, por lo visto, no

puede atribuirse solo a los diferentes grados de

pureza de los monocristales de Mo utilizados,

como tampoco a las métodos de ensayos

empleados. La razón mas segura de semejante

divergencia en los valores de )2,1(0 reside en

que se emplean diferentes aceleraciones de

voltaje en el TEM, donde los japoneses emplean

un TEM de 500 KV, y nuestros experimentos se

llevaron a acabo en un HVTEM de 1000 KV.

Una aceleración de la tensión de 500 KV para el

Mo, significativamente es inferior al umbral de

los valores de 664 KV, y por eso garantiza la

ausencia de defectos de radiación durante el

proceso de observación. En nuestras

condiciones, como lo señalamos anteriormente,

el uso de una aceleración de la tensión de 1000

KV para experimentos muy prolongados

condujeron a la formación de clusters de

defectos puntuales con una densidad que

alcanzó 1,8x1015

cm-3

. Como se demostró en

posteriores análisis, el incremento de la tensión

de aceleración de 500 a 1000 KV para

experimentos de igual prolongación (~ 4 horas),

incrementa la tensión inicial de 47 a 230,4 MPa

para que las dislocaciones helicoidales se

pongan en movimiento. Por lo tanto, la

disparidad de los resultados para determinar

0en la Tabla 1 (1,2 y 4), por lo visto, puede

explicarse por los efectos del endurecimiento

por radiación durante la observación de la

muestra expuesta a aceleraciones de la tensión

que superan los valores umbrales. Atrae la

atención la buena coincidencia que se da entre

los resultados en la determinación de las

constantes a partir de los experimentos por

cuasi-relajación y los experimentos realizados

“in situ” dentro del HVTEM, realizado por

nosotros. Existen fundamentos para suponer que

la excelente coincidencia entre los dos grupos

de mediciones es el resultado de que durante el

proceso de aplicación de carga hasta un nivel

del esfuerzo superior a los 100 MPa, como

resultado del endurecimiento por deformación

surgen obstáculos que originalmente no estaban

presente en el metal original, y esta

circunstancia aproxima el estado estructural del

metal durante la cuasi-relajación a un estado

similar durante los ensayos realizados dentro de

la columna del HVTEM. Esto se refuerza por la

circunstancia, que cuando el nivel inicial del

esfuerzo disminuye hasta 40 MPa, las

constantes dinámicas se acercan a los valores

determinados por los investigadores japoneses.

Considerando las explicaciones anteriores, es

necesario reconocer la buena correspondencia

que se da entre los resultados en la dinámica de

las dislocaciones apoyándose en ambos

métodos, tanto desde el punto de vista

cualitativo, como cuantitativo [15].

4. CONCLUSIONES.

Las dislocaciones de borde comienzan su

deslizamiento bajo un esfuerzo igual al límite de

microfluencia μ , y el deslizamiento masivo

de las dislocaciones helicoidales cuando el

esfuerzo corresponde al límite macroscópico de

fluencia s

.

Los datos sobre la dinámica de las

dislocaciones, obtenidos de los experimentos

realizados “in situ” en el HVTEM, coinciden

perfectamente con los datos análogos obtenidos

de los ensayos efectuados en régimen de cuasi-

relajación.

En las zonas adyacentes a los bordes de los

especímenes, y bajo la influencia de las fuerza

de tensión superficial, se incrementa el

deslizamiento de las dislocaciones. Los datos

surgidos del análisis de las observaciones

efectuadas sobre el carácter del movimiento de

las dislocaciones en los bordes del espécimen,

brindan importante información sobre las

fuerzas de reflejo superficial resultante.

AGRADECIMIENTOS.

Los autores manifiestan sus agradecimientos al

Programa de Investigación de la SIP, CIITEC,

del Dr. David Jaramillo Viguera, por el apoyo y

financiamiento que éste proyecto obtuvo.

REFERENCIAS.

[1].- Amelinsk S. “Métodos para la

observación directa de las dislocaciones “,

Edit. Mir. 1968. pgs.440.

[2].- Luft A. “The correlation between

dislocation structure and Work-hardening

behavior of molybdenum single crystals

deformed at 293°K”.// Phys.Stat. Sol. 1970. V.4.

N1. Pgs. 429-440.

[3]. Mader S., Zeeger A., Leytes K.

“Endurecimiento por deformación y

distribución de las dislocaciones en metales

BCC., Deformatsionnoye uprochneniye i

raspredeleniye dislokatsii v BCC.metallaj”.//

Struktura i Mejanicheskiye svoystva metallov.

Edit. Metallurgia. 1967. Pgs.9-41.

[4]. Low J.R., Turkalo A.M. “Slip band

structure and dislocation multiplication in

Silicon-iron crystals. // Act.Met. 1962. V.10. N

3. Pgs.215-227.

[5]. Imura T., Saka H. “In situ dynamic

observations of dislocation behavior in metals

and alloys by High Voltage Electron

Microscopy. // Memoirs of the Faculty of

Engineering Nagoya University, 1976. V 28.

N1. Pgs. 54-112.

[6]. Imura T., Saka H., Swann P. “High Voltage

Electron Microscopy.// Academic Press.

London, New York. 1974. Pgs. 475.

[7]. Furabayashi E. Behavior of dislocations in

the Fe-3% Si under stress. // Trans. Of Nat.

Research Inst. for Met. 1969. V.12, N4. P.201-

216.

[8]. Imura T. A dynamic study of the dislocation

progress of plastic deformation and fracture by

HVTEM. // High Voltage Electron Microscopy.

London-New York: Academic Press, 1974.

Pgs.179-188.

[9]. Belyakova O. A., Slovokhotov Yu. L.

Structures of large transition metal. clusters.

Russian Chemical Bulletin, Volume 52, Number

11 / noviembre de 2003

[10]. Precel H.L., Conrad H. Dislocat ion

velocity measurements and thermally activated

motion in Mo. // Act. Met. 1967. V15. N5.

Pgs.955-958.

[11]. Yermishkin V.A., Samoilov E.N., Sabitov

V.G. “Metódika prigotovleniya mikroobraztsov

dlya rastescheniya v kolonne elektronnogo

mikroskopa”, Metódos para la preparación de

microespecímenes de tensión dentro de la

columna del microscopio electrónico”. Zavod.

Lab. 1982. N11. Pgs. 60-61.

[12]. Novikov I.I., Yermishkin V.A., Kantor

M.M. “The free Surface Effect on the

Dislocation Mobility in Molibdenum Single

Crystals. // Kristall. Und Technik. 1979. V14.

N10. Pgs.1288-1290.

[13] . Ikeda S . “Electron Microscope

Observation of Dislocation Motion in Iron al

low Temperatures”. Jap. Jour. Appl. Phys.

1974. V 13. N5. Pgs.773-786.

[14]. Frenkel Y. I. “Kineticheskaya Teoria

Zchidkostey”. Compendio de Memorias de la

Academia de Ciencias de la URSS, 1959. Pg.

460.

[15]. Stroh, A.N. Proc. Roy. Soc. A232 (1955)

548.

[16]. Novikov I. I., Kantor M. M., Yermishkin

V. A. “ Povedeniye dislokatsii v monokristallaj

molibdena pri rastezchenii v kolonne

vysokovoltnogo elektronnogo mikroskopa “: //

Izvestiya AN CCCP. Serie, Fizika. 1980. T 44.

N° 10 S.2158-2161.

[16]. Novikov I. I., Kantor M. M., Yermishkin

V. A. “ Povedeniye dislokatsii v monokristallaj

molibdena pri rastezchenii v kolonne

vysokovoltnogo elektronnogo

mikroskopa “: // Izvestiya AN CCCP. Serie,

Fizika. 1980. T 44. N° 10 S.2158-2161.

Figura 2. Velocidad de las dislocaciones helicoidales en función del esfuerzo de corte en

microespecímenes de Mo (001) ]011[_

. 1 – determinado según la ecuación (8), 2 – determinada según la

ecuación (3).

Figura 3. Velocidad de las dislocaciones en un sistema (101) 111[ ] en microespecímenes de Mo (001)

_

]101[ . 1 – según datos obtenidos por HVTEM; 2 – por ensayos de cuasi-relajación; 3 – dislocación

helicoidal en dirección

__

]111[ ; 4 – dislocación helicoidal en dirección ]211[_

.

2/, mmkgr

segcmVD /,

12

10-6

10-5

10-4

10 50

1

40 5010 20 30

VD, cm / seg

2

2/, mmkgr

10-4

10-5

10-6

Tabla 1. Datos sobre la determinación de las constantes dinámicas del desplazamiento de las

dislocaciones helicoidales en monocristales de Mo [100] (011).

Constantes dinámicas

N°

Método empleado

MPa,0

m

Considera-ciones

1

2

3

4

5

Experimentos “in

situ” en el

HVTEM (2.4)

-“ -“-“-“-

determinado

por la ecuación

(2.9).

Cuasi-relajación

-“ -“-“-“-

Ensayos “in situ”,

en el HVTEM [18]

352,20

329,80

177,1

179,8

17 - 60

26,97

10,17

7,78

15,49

5,0 - 12

Ensayos

realizados con una

aceleración de

1000KV.

Para esfuerzos

iniciales

pequeños.

Para esfuerzos

iniciales grandes.

Temperatura

ambiente en la

consola de

ensayos, y registro

de la curva de

tensión