Configuración de fisuras en Y-FSZ

126 ANALES DE MECANlCA DE LA FRACTURA VOL.7 CONFIGURACION DE FISURAS EN Y-PSZ Ma~tínez Fernández ~., Jiménez Melendo M., Domínguez Rodri~uez A., Márquez Delgado R. Departamento de Fisica de la Materia Condensada Facultad de Fisica (Universidad de Sevilla) Apdo. 1065 41080-SEVILLA (1990) Resumen- La microdureza Vickers de monocristales de 4.5 mol % de Y-PSZ ha sido estudiada hasta temperaturas de 1000QC. Se utilizaron dos clases de muestras: brutas de fabricación y sometidas a un tratamier,:to de recocido (envejecido) a 1600"C durar1te 150 horas. Las pa::-ticulas tetragonales se desarrollan en toda la muestra, alcanzan tamaños de hasta 1 ~m durante el recocido y no se transforma-, en monoclínico durante el enfriamiento debido a que la temperatura de transformación (Ms) es inferior a la temperatura arn.bier:te. Las índentaciones sobre planos (100) en muestras br~tas de fabricación vienen acompañadas por fisuras para temperaturas " 60C'C. Por encima de esta temperat~...rra. la activación de dislocacio~es se hace m\;.y importar.:te cont~olar~,:::c> el compc..,.::-tamiento mecá.11icc d.e: material. L2 fis:.L! .. -2ciór.. es :ne:r:isteEte er. muestras recocidas debido a la transformación tenaz. Jl.bstract.- Yhe micr::Jhardness of 4.5 me~ ~' Y-PSZ crystal::: wa::*: mes:::-eci at tempe:-a.tures up to lOOOHC wi th a V:ckers G.ia:r.cr ... d i.nde::te::-. Twc ::_.::.::. of sarr,p~éE werE" u~ed: as-rece: veci anG after anneal at :'_60C''C for 150 f.l.o~s. ~he up te s.Do'.lt r:.ct part i ele E coa:.- sE- -. ~ ~ ar:.:-¡~&-1 nr; c ... ~-~ e e::: bellow roorr. terEpe!.-ature. Ir- .. :ier:::atior .. or: tl:e ( lCO; p~anes ir:. as-recei ved samples is acccmpained < 600°C. Above th2.E temperature the activatior. of disloc:ati·:J:-'.S became important contrclling the mechanical bef..a?io!:'. C::-ack:..::g is much less pre\~alen.t ir: a..11nealíng sample=: C.ue te ::ransfcrmation tougheniEg. produciendo una compresión sobre superficies de fisura, gue obstacu:i=a S'-1 C:om:; es bien sab:do, materiales cera.rr.icos basacios er.. aleaciones cie ZrO..: están a:iguü-ier,:io una gran importancia en la actua:ic.a¿ en aplicaciones sensores de m:igenc debido a tales su como buena co:-!ductivid.ad elec~rcliticaletc, pero sobre c:o::c por sus características de protección y alta dureza, debido a la transformación tenaz que experimenta por el carr~io de la fase tetragonal a monoclínica de las partículas de ZrO .. (transformación martensítica), propagació~. Este aümento de sido ampliamente es'::udiadc parcialmente estabilizadas (Mg-PSZ) y estableciéndose con Ca O el (Ca-PSL:; tratamiento r-:- ':('' '- -- ' de envejecirr.iento adecuado para gue e::. -camaüc de las partículas tetragonales sea el ópc:imo para su transformación tenaz p::Jr el campe de tensiones alrededor de la pUl1ta de fisura. Este tamaño óptimo resulta critico, ya que si las ANALES DE MECANICA DE LA FRACTURA VOL.7 (1990) 127 tetragonales sobrepasan el mismo (aproximadamente 100 nm en Mg-PSZ), se transforman durante el enfriamiento y el material pierde su tenacidad. Esta limitación ha supuesto que la zirconia más estudiada hasta ahora (Mg-PSZ) no pueda ser utilizada en aplicaciones a altas temperaturas y con ciclos térmicos. En este aspecto el Zr02 parcialmente estabilizado con Y20A (Y-PSZ) se presenta como una aleación con futuro, (buenas propiedades mecánicas a altas temperaturas [4-7] y posibilidades de ciclaje térmico), debido a la estabilidad de las partículas tetragonales que pueden alcanzar tamaños de algunas micras sin que se transformen en monoclinicas durante el enfriamiento. Como es sabido la microdureza es una de las mejores técnicas para el estudio de muchos aspectos del comportamiento mecánico de un sólido, debido, aparte de la información que suministra, a varias razones, entre las que podemos destacar la no destructividad del ensayo y la poca cantidad de material necesario para obtener información. Estas ventajas, nos han realización de lli~ estudio llevado a la de microdureza Vickers en monocristales de Zr02 dopados con 4.5 mol% de Y;O~ para temperaturas de hasta 1000 "C, del cr-.:e damos cuenta a y que queda enmarcado dentro de más amplio, asociado a ese presenta el conocimiento de las mecánicas del sistema Y-PSZ. IIMETODO EXPE.R.IMENTl>~ continuación un proyecto interés que propiedades Los monocristales utilizados se han crecido por la técnica de "skull melting". Las muestras orie::J.tadas por el método Laue de difracción de rayos- X según los planos {100} y {111}, se cortaron en una sierra de disco adiamru!tadc con dimensiones aproximadas de 10x5x3 mm y se pulieron con pasta adiamantada hasta 1 ~Jm. Se han utilizado diferentes: a) dos clases brutas de de muestras fabricación (as-received), y b)muestras que se sometieron a un tratamiento de envejecimiento de 150 hr C::Uck ...... ..., " .. ' .. ..... _ ..... ,. •••• (t •• , ..... [attl • 1000 Ir • 100 ., ---ill \ \ T (C) Figura 1- Representación de la longitud de fractura frente a la temperatura para 500 y 1000 g. en el plano {lOO}. a 1600 °C, lo que produce una alteraci6n en la microestructura del material (ape.rtadc IV-C ) . El estudio de fractura se ha real~:aC.o mediru'1te indentaciones Vickers usando u:-. microindentor de alta temperatura (Nikor. Ir.c. Tokyo. Japón). Debido a las especificaciones propias del micrcindentor las rnontaror. en bloques de alúmina. muestras se de mrr: de grosor y se pegaron con cemento de alúmina de alta temperatura (AREMCO Proc:..:ct.s, wc . Ossining, Nueva York). Las indentacior.es s~ hicieron desde la temperatura ambiente hasta 1000 "C, con intervalos de 100 "C, el tiempo de indentación fue de 15 s, las cargas utilizadas de 500 y 1000 g. -¡ tocos los ensayos se realizaron en vacío (10 - Pa). Las long:tudes de indentación y de la in-situ mediante un la diagon.a.l fisura fueron microscopio adaptado al microindentor. de _a medidas óptico Para la observación mediante microscopía electrónica de tr~~smisión de la zona cercana a la indentación, se han cortado láminas circulares de 1 mm de espesor, y, una vez pulidas con pasta adiamantada hasta lmn, se han realizado indentaciones sobre una de sus caras formando una matriz de ~~as 100 indentaciones. Se h~~ adelgazado con las 128 ANALES DE :MECANICA DE LA FRACTURA VOL.? (1990) Figura 2- Microindentaciones sobre el plano {lOO} y con la diagonal del indentor en la dirección <110> a 400 QC. A) material as-received, B) material recocido 150 horas a 1600 °C. técnicas habituales por la cara sin indentaciones, realizando el acabado final hasta la transparencia electrónica en un adelgazador iónico. El bombardeo iónico durante un cierto tiempo se hizo por las dos caras para eliminar los efectos del pulido. Para evitar los efectos de carga durante la observación en el microscopía electrónico, se depositó sobre las láminas una delgada capa ("' 5nm) de carbón. Las muestras se observaron en un microscópio Hitachi HS00-2 a 200 KV usando técnicas convencionales. IIIRESULTADOS A- Configuración de fisuras - Plano {100} Las indentaciones se han realizado con las diagonales del indentor según la dirección <110>. Alrededor de las indentaciones aparecen fisuras simétricas de tipo radial en las direcciones <110> y en ningún caso se han encontrado fisuras laterales. Se realizó una experiencia con las diagonales del indentor en la dirección <100> en la que sí se observaron estas fisuras laterales. La longitud de fisura se ha tomado, según el criterio tradicional [8], como dos veces la distancia del centro de la indentación al fin de la fisura. La longitud de fisura para las muestras as-received (figura 1) aumenta con la temperatura hasta 500 AC, temperatura a partir de la cual las fisuras empiezan a desaparecer. Con el aumento de la carga aplicada, la longitud de fisura aumenta (figura 1) pero el comportamiento cualitativo sigue siendo el mismo. Para las muestras recocidas, no se observan fisuras en todo el rango de temperaturas estudiado. La figura 2 muestra dos indentaciones con la misma dirección de la diagonal, realizadas con una carga de 1000 g y a una temperatura de 400 °C. Una se refiere al caso en el que la indentación se ha realizado sobre una muestra as-received, observandose fisuras radiales muy bien definidas, mientras que en la otra, ANALES DE MECANICA DE LA FRACTURA VOL.7 (1990) 129 ,( 1 1 1 ) 2 Figura 3- Microindentación realizada a temperatura ambiente sobre el plano {111} en una muestra as-received. correspondiente a una muestra recocida, estas no aparecen. Este mismo comportamiento se presenta cuando las indentaciones se realizan con cargas de 500 g. - Plano {lll} En el plano {111} sólo aparecen fisuras radiales a temperatura ambiente y en muestras as-received; no se han observado fisuras en los demas casos. La configuración de fisuras presenta un aspecto muy particular, que se muestra en la figura 3, y en el que se aprecia cómo estas no parten necesariamente de las esquinas de la indentación, sino que se situa en las tres direcciones <112> que hay en este plano. En algún caso aislado aparecieron fisuras en las esquinas. B- Microdureza Vickers Se observa que el tamaño de la indentación aumenta con la temperatura; comprobandose, por tanto, que el valor de la microdureza disminuye con la temperatura, pasando de aproximadament 15 GPa a temperatura ambiente a unos 3 GPa a 1000 "C. Se produce un cambio de pendiente entre 500 y 600 "C, tanto en las muestras as-received como en las recocidas, y para los planos y cargas estudiados (figura 4). La microdureza Vickers con el recocido para temperatura y para decrece todo el los ligeramente rango de dos planos estudiados, e independientemente de la carga (fig. 4). IVDISCUSION Y CONCLUSIONES A- Simetria de fractura El comportamiento de fractura en el plano {100} para las muestras as-received es similar al encontrado por Pajares et al [9] en un estudio a temperatura ambiente en el Zrü2 totalmente estabilizado con Y20~. En el plano (100), las fisuras radiales que aparecen según direcciones <110> son sensiblemente más grandes que las que aparecen según direcciones <lOO>. Según la estructura del Zr02, los planos (110) (que son los que dejan trazas <110> en la cara donde se hace la imprenta) son neutros y con una separación interplanar de /-2a/4, siendo ªel parámetro cristalino de valor 5.12 A. Esta neutralidad de los planos, junto con el valor de su separación, hace que estén unidos por fuerzas de enlaces débiles, por lo que las fisuras pueden propagarse fácilmente en estas direcciones y de esta forma relajar las tensiones. En el caso de las fisuras radiales que aparecen en las direcciones <100>, los planos (100), que son los que dejan estas trazas,tienen carga eléctrica neta alternante y su distancia interplanar es a/4, de donde la existencia de fuertes fuerzas electrostáticas de forma que las fisuras radiales se propagan con dificultad y sea necesario que se desarrollen fisuras laterales como mecanismo adicional de relajación de tensiones. En el caso de indentaciones en el plano {111} 130 ANALES DE MECANICA DE LA FRACfURA VOL.7 (1990) Hy .. .. • • .. Figura microdureza temperatura. • • Pt•ae(lie) .... ltttl L••• ••• er • • . .. • • ... , ...... .. ...... ,. .. , .. ,. . • • • . . ,. T (CX100) 4- Representación Vickers frente de a la la aparecen fisuras radiales según direcciones <112> que corresponden a las trazas de planos tipo {110}, estas no parten necesariamente de las es~Jinas del indentor (figura 3), que es donde hay mayor concentración de tensiones. Vemos pues como las fuerzas de enlace entre planos contiguos pueden explicar la configuración de fisuras alrededor de las imprentas. B- Transición frágil-ductil En todos los e?~erimentos realizados no se presentan fisuras para temperaturas superiores a 600 ~e, con independencia de la carga utilizada, lo que nos indica que, a partir de esta temperatura los procesos de deformación plástica empiezan a ser importantes y no se crean acümulos de tensiones suficientes para producir fracturas; dicho de otra manera, a partir de este punto la tensión de deformación plástica es inferior a la de fractura. La temperatura de transición frágil-ductil (TTFD) a 600 °C también se encuentra apoyada por el hecho de que hay un cambio de pendiente en la curva de microdureza Vickers frente a la temperatura, lo que indica un cambio en el mecanismo de acomodación de las tensiones. El que una fisura se propague o no en un material depende de la plasticidad del mismo . La propagación de la fisura es consecuencia de la competición entre la fuerza de cohesión en punta de fisura y la fuerza necesaria para la emisión de dislocaciones [10] , o la fuerza necesaria para que tenga lugar la transformación tenaz, en el caso de que ésta pueda producirse en el material. En las muestras brutas de fabricación, no pensamos que las partículas tetragonales (d ~ 100 nm) [11] puedan transformarse en monoclínicas, de aquí que en este apa_~do hablaremos unicamente de dislocaciones. Si el factor de intensidad de tensiones para la fractura se alcanza antes que la tensión crítica para la emisión de dislocaciones, el material se comporta como frágil. Pero, si hay emisión de dislocaciones, debido al campo de tensiones, la punta de fisura se verá modificada en primer lugar por el campo de tensiones creado por las dislocaciones que se opone al de punta de fisura reduciéndolo y, en segundo lugar, la emisión de una dislocación puede redondear la punta de fisura y disminuir de esta forma el campo de tensiones [10] (este ultimo fenómeno se conoce como "crack tip blunting"). De esta forma, puede relacionarse la transformación frágil-ductil con e1 rápido aumento de la densidad de dislocaciones en el material. Un estudio de la TTFD en Zr02 estabilizado con 9.4 mol % de realizado por Morsher [12], manifiesto que a partir de 600 Y.20::< ha (Y-FSZ;, puesto de "C, que es cuando las fisuras empiezan a desaparecer, se observa alrededor de las imprentas líneas de deslizamiento, indicando una fuerte actividad de dislocaciones, lo ~Je se ve corroborado por el revelado de dislocaciones, con la aparición de "rosetas" alrededor de ""as imprentas, que aumentan su extensión cuando aumenta la temperatura. Morsher encuentra que las fisuras aume~arde longitud cuando aumenta la temperatura hasta 500 "C, a partir de la cual disminuyen e incluso no aparecen de forma sistemática, hasta 800 "C, temperatura a la cual desaparecen completamente. Esta pequeña diferencia de comportamiento, comparado con la Y-PSZ puede deberse a la diferencia de plasticidad entre los dos sistemas, a la ANALES DE MECANICA DE LA FRACTURA VOL.7 (1990) 131 Figura 5- Microindentación realizada a 700 "C sobre el plano {100} con la diagonal en la dirección <110>. diferencia en la preparación de las superficies de las muestras, etc. De todas formas, no pensamos que este hecho sea demasiado importante, y lo realmente significativo es la fuerte actividad de dislocaciones cuando el material se hace dúctil. Queda, no obstante, pendiente de explicar el crecimiento de las fisuras cuando aumenta T. Ingel et al. [5] obtienen una temperatura superior para la iniciación de la zona plástica , sin embargo este resultado no es sorprendente debido a que se obtiene con experimentos de flexión en tres puntas (compresión) a alta temperatura. La TTFD es dependiente tanto de la técnica utilizada como de la velocidad de deformación. St. John [14] encontró una diferencia en la temperatura de TFD mayor de 200 "C para el silicio cuando la velocidad de deformación aumentó dos órdenes de magnitud, y Puttick [15] encontró para el silicio que la TTFD determinada por indentaciones era menor que la calculada por ensayos de compresión a velocidad constante. C- Dependencia del tratamiento térmico Como indicamos, anteriormente,en las muestras recocidas no ha aparecido fisuración en el rango de temperaturas y de cargas estudiado. Por otro lado, el valor y comportamiento de la microdureza Hv es muy parecido al de las muestras as-received. El cambio de pendiente en la curva Hv-T (figura 4) indica un cambio de mecanismo en la plasticidad del Y-PSZ envejecido. Para T;::; 600."C se ha observado, al igual que en las muestras as-received o en Y-FSZ [12], una fuerte actividad de dislocaciones éomo lo indican las líneas de deslizamiento alrededor de las imprentas (figura 5) o la fuerte densidad de dislocaciones observadas por MET (no presentado aquí). Para T$ 500 "C la no aparición de fisuras y líneas de deslizamiento indica una plasticidad no inducida por dislocaciones y que se debe ,como veremos a continuación, a la transformación martensítica de las partículas tetragonales a monoclinicas. Las muestras as-received están constituidas por una fase tetragonal t' , no transformable a monoclinica y caracterizada por dominios de antifase, y de finas partículas tetragonales t, formadas durante el enfriamiento en el proceso de crecimiento cristalino y que pueden transformarse en monoclinicas [11,15]. Durante un tratamiento de recocido (envejecimiento), la fase t'se descompone por difusión en la fase i (más pobre en Itrio), con lo que estas finas partículas existentes en las muestras as-received crecen, y en una fase cúbica ~ (rica en Itrio). Las concentraciones en Itrio de las fases i y ~ dependen de la temperatura de recocido. En nuestro caso, este tratamiento es a 1600 "C durante 150 hrs, por lo que la fase i tiene un contenido en Itrio del orden del 4 % en peso y pueden alcanzar un tamaño de aproximadamente de una 1 ?Jm, y la fase cúbica ~ un contenido del 12% en peso. Aunque estas partículas son muy estables y no 132 ANALES DE MECANICA DE LA FRACTURA VOL.? (1990) Figura 6- A) Fotografía de una indentación con una zona cercana adelgazada, señalandose las zonas donde se han realizado las fotografías C,D y E. B) Diagrama de difracción de la zona B. C), D) y E) fotografías tomadas en el mismo borde de la indentación, a 25 ¡Jm y a 200 11m respectivamente. ANALES DE MECANICA DE LA FRACfURA VOL.7 (1990) 133 sufren transformación durante el enfriamiento, sí pueden transformarse debido al campe de tensiones en punta de fisura, por lo que el cambio de volumen (~ 3 %) cuando ~e partícula tetragonal se transforma a monoclínica (plasticida1 por transformación), cierran las fisuras haciendo al material dúctil. Para comprobar esto se har" hecho observaciones mediante microscopía electrónica de transmisión. En la figura 6A, vemos la muestra cercana. a una con una indentación zona adelgazada realizada a temperatura ambiente sobre una muestra recccida. El diagrama de difracción (fig. 6B) r-evela la existencia de partículas rr.onoc l i::. i ::as en cantidad importante debido a la iLtensiC.aC. de prácticamente toci.as fotografías 6C-6D borde misrnc de los spots e>:tras sus varia.~tes. estar:. realizadas indentación y a y er:. 25 en Las el respecti \:amer~t-=. y ccr:.:1enen UL 100 '3ó de ::::c.:- ;;a~-::.c:..:las ::etra.~onales transformadas. Cuando n:J.s alejamos de 1- J.C. i nden ta ci ór. empiezan a 2.:;-a.:-ecer '1 islotes '1 de partí c;;.las tetragona~es :! . .: t!:'a.:1sfcy-mada.=: 6E le que .... !l.C:ca c.Laramer~te c:r~e la transformación está 2 lLn.:: ::ona. alreC:edor de la ;;cr lo tanto debida a .;.a ten.s:ór~ eL punt:a de fisura. A. H. Eeuer a::.d I... r~. Hobbs, Ac.van:::es lL Cerarr.: e::. Ve:. 3:Sc::.ence 'T-=::hno:og:r~ :;: Zircor.ia. The Am. .:eram. N. c:a"J.ssen, V: p¿-.¡'J.le, and A. H. CerarricE Vol. Columbus, Ohic S. Scm:y2.. N. Ya.Inarnotc, H. Hanagida, Acivances ir: Cerarr.ic~, Vol. 24: Science a.~d. Technclogy of Zirconia III, The Am. Cer2.m. So:., Wester:ille, Ol:ic (1929). :.~J J.,. H. Heuer. V. Lanteri y A. Dominguez "High Temperature Rodrigue::, PrecipitatioE Harciening of Pa:--tially-Stabili::ed ZrO~ Crystal s 11 , Acta. Metall . p¡::. 559-5E7 (1989). (Y-PSZ) Vcl. Single Nc. 2, ·51 R. P. Ingel et al., "Physical. Micros~ructural, Termomechar.ica:. 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