Search for surface magnetic fields in Mira stars. First detection in chi Cyg

In order to complete the knowledge of the magnetic field and of its influence during the transition from Asymptotic Giant Branch to Planetary Nebulae stages, we have undertaken a search for magnetic fields at the surface of Mira stars. We used spectropolarimetric observations, collected with the Narval instrument at TBL, in order to detect - with Least Squares Deconvolution method - a Zeeman signature in the visible part of the spectrum. We present the first spectropolarimetric observations of the S-type Mira star chi Cyg, performed around its maximum light. We have detected a polarimetric signal in the Stokes V spectra and we have established its Zeeman origin. We claim that it is likely to be related to a weak magnetic field present at the photospheric level and in the lower part of the stellar atmosphere. We have estimated the strength of its longitudinal component to about 2-3 Gauss. This result favors a 1/r law for the variation of the magnetic field strength across the circumstellar envelope of chi Cyg. This is the first detection of a weak magnetic field at the stellar surface of a Mira star and we discuss its origin in the framework of shock waves periodically propagating throughout the atmosphere of these radially pulsating stars. At the date of our observations of chi Cyg, the shock wave reaches its maximum intensity, and it is likely that the shock amplifies a weak stellar magnetic field during its passage through the atmosphere. Without such an amplification by the shock, the magnetic field strength would have been too low to be detected. For the first time, we also report strong Stokes Q and U signatures (linear polarization) centered onto the zero velocity (i.e., at the shock front position). They seem to indicate that the radial direction would be favored by the shock during its propagation throughout the atmosphere.Comment: 9 pages, 4 figures accepted by Astronomy and Astrophysics (21 November 2013

Corrosion par metal dusting d'alliages austénitiques, modélisation cinétique et mécanismes

Le metal dusting est un type de corrosion catastrophique des alliages à base de fer, de nickel ou de cobalt. Il se caractérise par une dégradation de ces matériaux en une fine poussière de particules métalliques et de carbone graphitique, appelée « coke », pouvant également contenir des carbures et des oxydes. Ce phénomène a lieu lorsque le mélange gazeux est sursaturé en carbone (ac>>1), à des températures comprises entre 400°C et 800°C. Cinq alliages commerciaux austénitiques (800HT, HR120, Inconel 625, Inconel 690 et Inconel 693) et deux matériaux modèles fabriqués par SPS (NiFeCr et NiFeCr+Cu) sont testés dans deux environnements de metal dusting à 570°C. Le premier test est effectué sous pression atmosphérique dans un mélange CO-H2-H2O, le second dans une atmosphère CO-H2-CO2-CH4-H2O sous 21 bars de pression. La première composition est ajustée pour obtenir une activité en carbone et une pression partielle en dioxygène proches de celles de l’environnement sous haute pression. Après plus de 14 000 h heures d’exposition, l’alliage 625 n’est pas dégradé. Il présente une précipitation d’aiguilles de γ’’-Ni3Nb, le niobium migrant vers la surface suite à l’appauvrissement en chrome par oxydation. Le matériau NiFeCr+Cu présente une évolution microstructurale proche, le cuivre formant une couche continue à l’interface métal/oxyde. Le cuivre étant non-catalytique pour la formation de carbone, sa ségrégation en surface améliore la résistance du matériau. L’alliage 690 présente une carburation homogène sur toute la surface qui n’évolue pas dans le temps. L’alliage 693 présente au contraire une carburation très importante, de plus en plus profonde avec la durée d’exposition. Celle-ci s’explique par la formation d’une couche continue d’alumine de transition, métastable. Sa transformation en alumine α, stable, s’accompagne d’une contraction de la maille, fissurant la couche d’oxyde. L’atmosphère accède alors directement à la surface métallique, carburant l’alliage. La bonne tenue de cet alliage, malgré la fissuration de l’oxyde, s’explique par sa forte teneur en chrome et par la faible cinétique de la transformation allotropique à 570°C. Les alliages 800HT, HR120 et NiFeCr sont corrodés par piqûration. Pour l’alliage 800HT, celle-ci est simulée en surface par un modèle de germination-croissance dépendant du temps d’incubation des piqûres, de leur croissance et de la densité de piqûres. La prise en compte du volume des piqûres pour reproduire les pertes de masses enregistrées est concluante sous haute pression mais pas à pression atmosphérique. Cela met en exergue l’influence de la géométrie de l’échantillon (les échantillons testés à pression atmosphériques étant très attaqués sur les bords), et donc l’intérêt d’étudier la piqûration. Sous pression atmosphérique, la croissance latérale des piqûres se fait par oxydation des carbures tandis que la croissance en profondeur se fait par un mécanisme de graphitisation accélérée, lorsque le flux de carbone est suffisamment grand devant le flux d’oxygène. La graphitisation accélérée n’a lieu qu’en fond de fissure du fait du faible renouvellement de l’atmosphère. Les fissures se forment lors du cyclage thermique effectué toutes les 500 h pour caractériser les échantillons. Cela conduit à un faciès de corrosion constitué d’une oxydation interne fine et discontinue exposant directement à l’atmosphère l’alliage carburé, qui est alors graphitisé. Il en résulte l’apparition d’une succession d’anneaux de corrosion, un sur deux croissant en profondeur. La morphologie issue du mécanisme de graphitisation favorisée est visible sur toute la circonférence des piqûres formées sous haute pression. Le même mécanisme a donc lieu, globalement cette fois, le flux de carbone étant suffisamment grand devant le flux d’oxygène dès l’introduction dans le banc de corrosion. Les morphologies observées sont donc liées aux conditions expérimentales (température, atmosphère, débit) et à la procédure de suivi (retraits)

Relevance of other parameters than carbon activity in defining the severity of a metal dusting environment

Two metal dusting experiments were carried out at 570 °C on 800HT and HR120 alloys, for more than 6000 h. The tests were designed to run at different total pressures and gas velocities but similar carbon activities and oxygen partial pressures. For a given alloy, shorter average incubation times and larger mass losses were observed at high pressure. For both tests, HR120 alloy underwent greater mass losses and exhibited a higher pit density. For nearly all samples, pit densities greatly differed between both sides of the specimens. Therefore, the carbon and oxygen activities alone are not sufficient to evaluate the aggressiveness of a metal dusting environment. Greater degradation was the result of the association of a higher gas velocity with a higher total pressure and a finer alloy grain size

Mechanism of metal dusting corrosion by pitting of a chromia-forming alloy at atmospheric pressure and low gas velocity

FeNiCr samples (800HT) were exposed at 570 °C, 1 bar to a 47.25CO-47.25H2-5.5H2O atmosphere (ac = 33) flowing at 18 μm/s. Pitting corrosion was observed. Pits showed a flattened morphology and a constant pit diameter growth rate. Corrosion rings appeared successively at the surface during pit growth. A four-step mechanism is proposed which includes internal oxidation of carbides, graphitisation and localised enhanced graphitisation. Gas velocity and thermal cycling play key roles in pit morphology. Thermal cycling induces circular cracks. Low gas velocity induces the gas to evolve in crevices, due to local oxygen consumption

Modelling of the kinetics of pitting corrosion by metal dusting

Commercial 800HT alloy was exposed to 49.1%H2–12.8%CO–3.1%CO2–1.6CH4–33.4%H2O gas at 21bars and 570°C up to 5000h. Metal dusting attack by pitting was observed. The kinetics parameters were identified to be the incubation time, pit density and individual pit growth rate. These parameters were introduced in a nucleation-growth model to simulate the pitted surface area kinetics. This model was then extended to the volume considering several geometrical hypotheses. Considering only surface coalescence of the pits without their volume coalescence allowed to correctly reproduce the experimental mass loss kinetics. An even simpler conservative model was proposed for an easy lifetime modelling