Volumen II - SAM

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$determinación del módulo de rotura de mezclas refractarias - SAM$

agua por 18 meses se contabilizaron 894 penetraciones ubicadas en la región exterior y 120 en la zona interna. En el histograma correspondiente a la rendija sumergida en NaCl 10 -3 M durante 18 meses se observó la misma tendencia y se registraron 590 penetraciones en la zona externa y 122 en la interna. Fig. 5. Cantidad de penetraciones para rendija sumergida en agua durante 18 meses La semejanza observada entre el óxido formado en la zona externa de la rendija y sobre las placas simples (Fig. 3a y Fig. 1b) sugiere que la presencia de oxígeno es la principal causa de la corrosión de la aleación AA 6061 en estos medios de baja conductividad. La corrosión al potencial libre estaría controlada por la cantidad y actividad de las partículas intermetálicas catódicas y finalizaría cuando éstas dejan de estar en contacto con la solución. 5. CONCLUSIONES - Se observó buena concordancia entre los espesores de óxido medidos mediante CI y MO. - Se determinó la presencia de las fases de óxido de aluminio: bohemita y bayerita cristalina en AA 6061 sumergida en agua de alta pureza y NaCl diluido a 20ºC. - La corrosión de la aleación AA 6061 en medio aireado y al potencial libre está controlada por la presencia de intermetálicos catódicos y cesa cuando éstos dejan de tener contacto con el medio. - Se confirma que el ataque alcalino ocurre alrededor de los intermetálicos ricos en Fe los cuales actúan como cátodos. La formación de óxido sobre estas partículas inhibe el ataque alcalino. - En ambos medios y para ambos montajes, inmersiones por períodos de hasta 1,5 años no producen un incremento en el crecimiento de óxido ni en el ataque alcalino de la aleación AA 6061. 6. REFERENCIAS 1. R. Haddad, L. Lanzani, S. Rodríguez, “Mecanismos de corrosión de aleaciones de aluminio en aguas de baja conductividad”, 6º Congreso Binacional CONAMET/SAM (2006), Ref: CD (e9.pdf), Noviembre 2006, Santiago, Chile. 2. K. Nisancioglu, K. Davanger, O. Strandmyr, “Electrochemical behavior of aluminum-base intermetallics containing iron”, J. Electrochem. Soc. 137 (1990) p. 69-77. 3. J.O. Park, C.H. Paik, R.C. Alkire in P.M. Natishan, R.G. Kelly, G.S. Frankel, R.C. Newman (Eds.), Critical Factors in Localized Corrosion II, The Electrochem. Soc., Pennington, NJ, 1996, p. 218-225. 4. M. Pourbaix, Atlas of Electrochemical Equilibria in Aqueous Solutions, NACE Int. Cebelcor, p. 168-176. 5. Z. Szklarska-Smialowska, “Pitting corrosion of aluminum”, Corrosion Science 41 (1999), p.1743-1767. 6. S. Rodríguez, E. Silva, R. Haddad, L. Lanzani, “Efecto de segundas fases en la corrosión de la aleación AA 6061 de combustibles nucleares en agua de alta pureza”, SAM/ CONAMET/ SIMPOSIO MATERIA 2003, Ref. 06-46 p. 585-588, Noviembre 2003, Bariloche, Argentina. 7. R.K. Hart, “The formation of films on aluminum immersed in water”, Trans. Faraday Society 53 (1957), p.1020-1027 8. E. McCafferty, P. Trzaskoma-Paulette, “Anodic dissolution and protection of aluminum alloy 7075 in hydroxide solutions”, Corrosion 53 (1997), p. 179-185. 9. A. Aballe, M. Bethencourt, F. J. Botana, M. J. Cano, M. Marcos, “Localized alkaline corrosion of alloy AA 5083 in neutral 3.5% NaCl solution”, Corrosion Science 43 (2001), p.1657-1679. 10. J. Galvele, G. Duffo, “Procesos de Corrosión”, PMM/A-171/95, IT/A-51/95, p. 8.28-8.38. 1370
Congreso SAM/CONAMET 2009 Buenos Aires, 19 al 23 de Octubre de 2009 ESTUDIO DE LA POROSIDAD EN PASTILLAS DE UO2 PARA LA OPTIMIZACIÓN DEL SINTERIZADO EN LA PRODUCCIÓN DE COMBUSTIBLES PARA PHWR RESUMEN F. Kaufmann (1) (1) División Combustibles Avanzados – Unidad de Actividad Combustibles Nucleares Comisión Nacional de Energía Atómica Av. General Paz 1499 (B1650KNA) San Martín - Pcia. de Buenos Aires, Argentina. Desde el punto de vista tecnológico, el interés de controlar la porosidad de pastillas de UO2 surge de los requerimientos en operación de los reactores nucleares que las utilizan como combustible. En la fabricación de las pastillas de UO2 se controla la porosidad y la microestructura final en la última etapa de sinterizado. En la literatura, los modelos que describen el problema no acuerdan en cuál es el mecanismo de sinterizado dominante y en consecuencia, en el comportamiento de la cinética de la porosidad. Se midió la evolución de la porosidad y el tamaño medio de grano en pastillas de UO2 (exAUC) en la etapa final de la sinterización en función de temperatura y tiempo, compatibles con los parámetros de fabricación industrial para los combustibles de los PHWR. A partir de estas mediciones y del análisis cualitativo de micrografías de las pastillas, se estudiaron los modelos de este problema y se calculó el coeficiente de difusión. Los análisis dieron por resultado un buen acuerdo tanto con el modelo propuesto por Coleman–Beeré que plantea como dominante la difusión en borde de grano y con el coeficiente de difusión en borde de grano calculado experimentalmente por Burton–Reynols. Palabras claves: sinterizado, porosidad, UO2, AUC 1. INTRODUCCIÓN El comportamiento de la porosidad en pastillas cerámicas de UO2 es de interés tecnológico debido a su utilización como combustible nuclear. La necesidad de controlar la porosidad de las pastillas de UO2 surge de los requerimientos en operación del combustible, entre los que se pude mencionar [1]: - para obtener una alta tasa de fisiones, es necesaria alta densidad del material. - la extracción de calor depende de la conductividad térmica, que está condicionada entre otros factores, por la distribución de porosidades que posee la pastilla. - el fenómeno de densificación térmica asistido por irradiación va a depender de la distribución de porosidad y de la localización respecto del grano de esta porosidad. - la necesidad de que los poros, en particular los intragranulares, funcionen como una primera barrera para los gases de fisión. El sinterizado es el proceso mediante el cual polvo, luego de prensado, es densificado a temperaturas por debajo del punto de fusión. La etapa final del sinterizado, en la cual nos concentraremos, se alcanza cuando la porosidad se transforma en una fase discontinua. En consecuencia, esta etapa está caracterizada por una estructura de poros aislados y una eliminación de la porosidad abierta, dando lugar a una alta densificación del material. En el caso del UO2, el sinterizado es un proceso que en la última etapa es controlado por difusión. Como la velocidad de difusión de O es muy alta, la velocidad de difusión de U es la que controla el proceso en UO2. Todos los modelos que se han planteado para describir esta etapa toman como premisa que el sinterizado es controlado por difusión, pero difieren en considerar cuál es el mecanismo predominante: si la difusión en volumen o por borde de grano. Los modelos de Coble [2] y Rosolowski-Greskovich [3] plantean como dominante la difusión en volumen y los de Burton-Reynolds [4], Coleman-Beeré [5] y Kang-Jung [6] por borde de grano. El estudio de la etapa final del sinterizado se lo aborda con el objetivo predecir el comportamiento de las pastillas de UO2 en la fabricación y por tanto se trabajo a temperaturas y tiempos cercanos a los parámetros de producción industrial. 1371
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Luego del ensayo de nitruración, s
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a) Patrón b) N1 c) N2 d) Patrón e
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TCE Equiaxial TCE Columnar Potencio
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Los diagramas de impedancia obtenid
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El esquema cinético simplificado p
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La cinética de disolución indica
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E / V vs. SCE 4 3 2 1 0 0 200 400 6
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Cuando se aplica un potencial de 0.
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i/A cm -2 4.0x10 -5 2.0x10 -5 0.0 -
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REFERENCIAS El desarrollo de una p
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Sorba
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Una forma de prevenir el biofouling
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Tabla 2. Composición de las mezcla
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especto al blanco y altos valores d
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estudiadas, respecto a las VC medid
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Teniendo en cuenta que a 250 rpm la
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de carga se hace circular el hidró
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partir de este gráfico se pudo obt
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i ( mA / cm² ) i ( mA / cm² ) i (
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4. CONCLUSIONES Los pretratamientos
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Se tr
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Tabla 2. Tiempos de transición y p
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4. CONCLUSIONES Los espesores y la
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El efecto de la EPS provoca una pé
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3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN Si bien
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humedad, son capaces de ampollar la
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CIM debido al agua presente en el s
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Figura 3. Fotografia del cupón de
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7. P.S. Guiamet, S.G Gómez de Sara
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Todos los especimenes fueron precal
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Figura 7: Probeta T670N, imagen de
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En el acero AISI 420, al aumentar l
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la corrosión en rendijas [9,10,11]
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Se observa que en todas las solucio
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ataque sufrido por medio de cloruro
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ealización de los ensayos electroq
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a) b) E (V) E (V) 1 0 -1 1E-7 1E-6
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4. CONCLUSIONES El sulfato es el a
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manteniéndose por debajo de las 40
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del mismo se distingue una sola con
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In this paper, the influence of ave
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The LOI test (ASTM D 2863) was carr
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Consequently, with the object of es
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hacen posible una alta adsorción d
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E ECS / mV 200 100 0 -100 -200 -300
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En la Tabla número 2, se aprecia l
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La reacción de los ácidos naftén
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Figura 2. Esquema de la planta de D
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4. CONCLUSIONES Se presentaron las
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Las e
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El cronoamperograma en la presencia
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potencial inicial Ei= -0,65V. 1- ja
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presentan una mayor resistencia a l
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Las figuras 1 y 2, muestran que a 2
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Se observa que las corrientes de co
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observación metalográfica y DRX s
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En la Tabla 2 se reportan valores d
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Debe tenerse en cuenta que la expos
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trodo de trabajo (Aleación 22). Ad
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dancia, k es el factor de conversi
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4. CONCLUSIONES Mediante las técni
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Las características del recubrimie
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han reportado degradación de la mi
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la Tabla 3. Puede concluirse que la
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CONGRESO SAM/CONAMET 2009 BUENOS AI
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Si bien hay registros en la literat
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impronta en el microdurómetro fue
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el ensayo de erosión y se perdió
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Como electrolito se utilizó una so
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3-a) 3-b) Figura 3. a) Superficies
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En las caras pulidas mecánicamente
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Para cada tipo de enlace químico h
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Figura 1. Cambio de color. En la fi
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En la figura 5 y en la tabla 4 se m
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1032
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Figura 2. Esquema del reactor donde
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Figura 4. Evolución coordinación
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y 1 μ ≈ − EA − 2 ( IP + ) =
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En la tabla 2 se observa que el sis
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Microstructure is elucidated from t
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morphology observed by TOM. Bright
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donde, γ es la tensión superficia
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Se puede observar que con los térm
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parámetro ya que cuando la longitu
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Longitud de Fisura (mm) 3 2 1 0 Com
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3. Filtrando la matriz Isf se obtie
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información que dan los píxeles d
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las temperaturas Tξ´ asociadas a
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propuestas por Šesták y Berggren
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El haz fue polarizado linealmente e
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150ºC [5]. Dado que la experiencia
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Asimismo, y con el objetivo de aseg
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0.321 mm 0.319 mm 10/05 Figura 4. R
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Se ex
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zona central). A tal fin se prepara
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constituidos fundamentalmente por M
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL El ma
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en la microestructura, lo cual reve
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5. G.D. De Almeida Soares, L.H. De
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL La es
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Dapp 40000 35000 30000 25000 20000
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REFERENCIAS 1. R. M. Torres Sanchez
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sodio (NaCl) al 3% p/v, durante 63
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Potencia /V Potencial /V 3,1E-02 3,
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4. CONCLUSIONES - El registro const
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eporta a nivel nacional en promedio
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El análisis de Difracción por ray
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incluidos en las interfases de los
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Cuando se somete el acero S32205 DS
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Figura 5. Posición del la lente ob
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1. Charles, J.; Superduplex stainle
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Las simulaciones de conformado del
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Ley 1 : h s ⎛ h ⎞ o γ = ho ⎜
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Figura 5. Diagrama de Límite de Co
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asándose en trabajos sobre otros m
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Figura 3: Espectros de DRX de los p
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La Figura 2 muestra los espectros M
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4. CONCLUSIONES La activación meca
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Con tal propósito, se decidió inv
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Figura 2. Superficie de cobre sin a
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AGRADECIMIENTOS El presente trabajo
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Además el MAV genera superficies d
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una de coordenadas. Finalmente, tom
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Por otra parte, las distribuciones
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formador de hidruro (MFH) reversibl
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entre punto y punto para que la tem
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3.2 Del sistema Cu-Sn Figura 1. Dia
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Tabla 1 : Modelos termodinámicos p
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saturación. Para el caso de rango
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eportada por Mateo y col. [10] que
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se estudiaron las fases hp6 y hp4,
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presentan comportamiento ferromagn
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320, 360, 400 y 600. Como segunda f
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la suave curvatura debido al efecto
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interacción Coulomb on-site [14-16
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La energía de adsorción del Ni so
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El cálculo de la energía de adsor
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Son muchas las razones que hacen de
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Ensayos con cambios en la velocidad
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velocidad de difusión de los átom
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cómo afecta cada adición ternaria
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Como las simulaciones MCAS implican
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REFERENCIAS 1. G. S. Firstov, J. Va
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esa restricción, y que sin cambiar
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Claramente, hay una cierta arbitrar
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5. CONCLUSIONES En este trabajo se
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centro del cluster (Figura 1 (a)).
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que estamos trabajando con una mono
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que a la distancia de 1.0 Å se for
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(a) (b) (c) Figura 1. Diagrama de e
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al acero luego de ser fundido (80 c
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0.2. Las concentraciones para las c
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σ = (R/V) . l0 . b0 ó σ . V/R =
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En la aleación, la magnitud de la
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nula (es decir, el sistema fluctúa
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Tabla II Velocidad del barral Defor
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Mn S grieta Microcavidades coalesci
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CONUAR se encuentra en una etapa de
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tubo con las características dimen
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de aislantes eléctricos de uso nuc
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Finalmente se puede concluir que, d
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La metodología de hidruración ha
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irregularidades del meat reveladas
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Fifteen single crystals have been u
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In order to determine the configura
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3. RESULTADOS Figura 3: Reactor RA1
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particular, la precipitación de hi
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6. CONCLUSIONES Este trabajo prelim
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APÉNDICE Cálculo de la densidad t
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Cuando esto ocurre, la región de l
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Las energías de disociación, E y
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embargo, el costo computacional rep
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parámetros). Encontramos que, para
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Page 568 and 569: Pero de la figura se observa cómo
Page 570 and 571: f EL A EM5 A EL EL EL EL = 0, 115 ,
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and then tested for evaluation of m
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time. For coating treatment, C MOE
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Expansión (%) 0,200 0,180 0,160 0,
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Expansión (%) 0,350 0,300 0,250 0,
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Las muestras se mantuvieron durante
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asciende, observándose hasta 1000
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parámetros mencionados para los di
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extremas, de acuerdo al ángulo de
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ultra-rápida) se utilizó un susce
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almidón resultan, como consecuenci
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CUANTIFICACIÓN DE LA FASE NO CRIST
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agregado de estándar interno en ca
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3.2 Método del estándar interno:
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Figura 3. Comparación de curvas di
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Tabla 5. Análisis EDS y relación
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La curva dilatométrica del polvo d
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la temperatura de ablandamiento (TA
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RESUMEN: COMPORTAMIENTO MECÁNICO D
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% Al2O3 a % MgO a % C(s) a Fases pr
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σ F (MPa) 60 50 40 30 20 10 0 0,00
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En todos los espectros de rayos X d
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3.2 Reacciones químicas probables
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3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN 3.1. Car
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Los productos compactos cocidos cor
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Densidad y porosidad. La porosidad
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Microscopía Electrónica. Análisi
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2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 2.1 L
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por eso que la corrosión en el sen
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Se realizó un tratamiento térmico
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Los gases de alto horno también tr
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plasticity of both clays. The incor
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Diametral shrinkage (%) 4. CONCLUSI
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La observación de las muestras a m
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A partir de los 800 ºC, hasta 920
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La resistividad superficial de los
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corriente,Amp 1E-5 1E-6 1E-7 100 vo
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En la Figura 2 se presenta la varia
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Porosidad 1,0 0,8 0,6 0,4 1400 ºC
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3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN 3.1 ANAL
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Intensidad (u.a) Cc80Ahid a 160ºC
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superior de óxidos de hierro en la
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similar al determinado para un prod
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Figura 8. Micrografías de la probe
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2. MATERIALES Y METODOS El PE usado
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Los resultados de la caracterizaci
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Soluciones de 0.5; 1; 2 y 4 ppm (mg
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plasma humano sobre una superficie
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σ máx [MPa] ε máx [%] w [x10 8
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En la Figura 6 se presenta la fotog
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Figura 2. Vista superior de la prob
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del compuesto. Es sabido que el má
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Los resultados de hinchamiento pued
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Existen en literatura evidencias qu
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Intensidad Intensidad (a) (c) MC 16
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comportamiento elástico. Sin embar
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Se realizaron ensayos mecánicos a
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3.3. Ensayo de fatiga La Figura 5 m
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Analizando la información reportad
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la derivada del ln β respecto a 1/
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donde DD corresponde al grado de de
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en las cápsulas de alginato-quitos
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OH N OH C NH NITRILO CETEN IMINO YN
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Figura 1. Curvas de tiempo-conversi
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El rodete que está elaborado con p
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Figura 5. Sujeción de dos álabes,
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Para estudiar la capacidad de absor
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% Abs /gr de gel 1000 500 0 -500 -1
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show all

Volumen II - SAM

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