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VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos, Gandia 2002
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INFLUENCIA DE LA ACTIVIDAD DE DISLOCACIONES EN LA
SUPERPLASTICIDAD DE LA CIRCONIA TETRAGONAL DOPADA
CON ITRIA
A. Muñoz, C. Lorenzo, D. Gómez y A. Domínguez
Dpto. de Física de la Materia Condensada. Universidad de Sevilla. Apdo. 1065, 41080-Sevilla
RESUMEN
Se ha estudiado la deformación plástica de monocristales de circonia (ZrO2) estabilizada
con 3.4 % en peso (2.0 mol %) de oxido de itria (Y2O3), mediante ensayos de compresión a
temperatura de 1400 ºC. Las direcciones de compresión elegidas han permitido activar el
sistema de deslizamiento primario {100}<001>, siendo necesaria una tensión resuelta τ
superior a 150 MPa para la activación de dislocaciones.
Se han deformado plásticamente policristales tetragonales de circonia ZrO2 estabilizada
con itria (4 mol %), de tamaño de grano 0,4 µm, a temperatura de 1400 ºC y tensión constante
de 25 MPa. El estudio por microscopía electrónica de transmisión (MET) de las muestras
policristalinas deformadas y templadas al aire a temperatura ambiente no muestra una
presencia significativa de dislocaciones. Este hecho, junto al alto valor de la tensión resuelta
necesaria para activar dislocaciones en las muestras monocristalinas, indica que la actividad
de dislocaciones no juega un papel importante en los procesos de acomodación que tienen
lugar en la deformación superplástica del material policristalino, en desacuerdo con lo
sugerido recientemente por algunos autores.
Palabras claves
Superplasticidad, YTZP, circonia tetragonal, deformación plástica, dislocaciones
1. INTRODUCCION
La microestructura y mecanismos de deformación a alta temperatura de la circonia
(ZrO2) parcialmente estabilizada con Y2O3 ha sido ampliamente estudiada en las últimas
décadas por sus buenas propiedades mecánicas de dureza y tenacidad a baja temperatura,
consecuencia esta última, de la transformación martensítica de la fase tetragonal a la
monoclínica, inducida por la tensión mecánica. Una amplia revisión sobre esta cuestión ha
sido publicada por Hannink y otros [1].
Un gran número de fases y microestructuras pueden ser obtenidas en este sistema en
función del contenido de Y2O3 [2-4]. En particular para un contenido de itria igual o inferior a
2 mol % el diagrama de fases [5, 6] indica la existencia, a altas temperaturas (1200-1500 ºC),
de una única fase estable con estructura tetragonal.
En policristales de pequeño tamaño de grano, inferior a 1 µm, y contenido en Y2O3
próximo a 3 mol % (entre 2 y 4 mol %) se desarrolla una microestructura estable con una
única fase tetragonal (YTZP) que presenta un comportamiento superplástico y que fue
observado por primera vez en 1986 por Wakai y otros [7]. Desde esa primera publicación se
han realizado muchos estudios sobre el comportamiento superplástico de este sistema y varias
revisiones sobre el tema han sido publicadas [8, 9].
A pesar de la abundancia de datos experimentales disponibles sobre la superplasticidad
del YTZP no existe acuerdo entre los diferentes autores en la explicación de este
comportamiento para lo que han sido propuestos muy diferentes mecanismos. Así, Owen y
otros [10] proponen un mecanismo de deslizamiento de frontera de grano (GBS) acomodado
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por difusión en volumen y procesos de reacción en la frontera de grano para alta y baja
tensión de deformación, respectivamente. Berbon y otros [11] dan una interpretación
alternativa en términos de un único mecanismo basado en procesos de difusión en la frontera
de grano. Otra interpretación basada en un único mecanismo ha sido propuesta por JiménezMelendo y otros [12, 13] considerando la existencia de una tensión umbral para el
deslizamiento de frontera de grano. Estos autores proponen la difusión de cationes en el
interior del grano como proceso que controla la velocidad de deformación. Más
recientemente, Morita y otros [14, 15] han sugerido la actividad de dislocaciones en el interior
de los granos como el proceso que acomoda el deslizamiento de frontera de grano (GBS) y
que controla la velocidad de deformación en la superplasticidad del YTZP (3 mol % de itria) a
1400 ºC, para tensiones de deformación iguales o superiores a 15 MPa.
Dado que la activación de dislocaciones en el sistema ZrO2-Y2O3 requiere en general
altas tensiones, el objetivo del presente trabajo ha sido estudiar los mecanismos de
deformación plástica a alta temperatura de monocristales de este sistema en la fase tetragonal,
determinando la tensión resuelta necesaria para activar dislocaciones. Por otra parte, se han
realizado observaciones por microscopía electrónica de transmisión (MET) en muestras
policristalinas de YTZP deformadas a tensiones superiores a 15 MPa y templadas en aire, al
objeto de caracterizar la posible estructura de dislocaciones producida por la deformación
superplástica de este sistema.
2. PARTE EXPERIMENTAL
Se han utilizado monocristales tetragonales de circonia (ZrO2) dopada con 3,4 % en
peso (2.0 mol %) de Y2O3, crecidos por la técnica de “skull-melting” y suministrados por
CERES Corp. Billerica, Mass. USA. Su orientación se ha realizado por difracción Laue de
rayos X.
Los policristales tetragonales de circonia YTZP dopada con 4.0 mol % de itria,
utilizados en el trabajo, han sido sinterizados y suministrados por NIKKATO Corp. Japón. Su
densidad relativa es muy próxima al 100 % y el tamaño de grano promedio de 0.4 µm. No se
ha observado por microscopía electrónica de transmisión la presencia de fase vítrea en las
juntas de grano ni en los puntos triples.
La composición de ambos tipos de muestras ha sido determinada mediante técnicas de
difracción de rayos X y PIXE (“Particle Induced X-ray Emission”). Para los ensayos
mecánicos se han cortado paralelepípedos de 3 x 3 x 5.5 mm cuyas caras han sido rectificadas
siguiendo las técnicas convencionales. Las caras laterales de las muestras monocristalinas han
sido pulidas con pasta de diamante de 3 µm de tamaño de grano para la posterior observación,
por microscopía óptica, de las muestras ensayadas.
Las muestras monocristalinas se han cortado en las tres diferentes orientaciones que se
muestran en la figura 1, con la dimensión mayor a lo largo del eje <11 2 > (dirección de
compresión) y con las caras laterales paralelas a los planos {111} y {1 1 0}. Esta orientación
permite, al comprimir en cada una de las direcciones <11 2 >, activar solo uno de los sistemas
de deslizamiento {100}<011> con factor de Schmid igual a 0.47. Este sistema de
deslizamiento corresponde al sistema primario (fácil) para la fase cúbica de la circonia
estabilizada [16].
Los ensayos mecánicos de compresión se han realizado al aire a temperatura próxima a
1400 ºC en una maquina Instron modelo 1185 dotada de un sistema de calentamiento. Se han
utilizado pistones y pastillas de alúmina policristalina. Estos ensayos permiten obtener la
tensión σ en función de la deformación ε de la muestra durante el ensayo.
Las muestras monocristalinas se han ensayado a una velocidad de deformación
constante de 1.5·10-5 s-1 y las policristalinas a tensión constante de 25 MPa hasta una
deformación próxima al 10 % (la velocidad de deformación se ha mantenido también
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constante con un valor de 3·10-5 s-1). Estas muestras policristalinas, inmediatamente después
de retirar la carga han sido templadas en aire, a temperatura ambiente, a fin de conseguir una
alta velocidad de enfriamiento hasta temperaturas suficientemente bajas para preservar la
posible estructura de dislocaciones desarrollada durante la deformación. Este templado se ha
realizado extrayendo rápidamente las muestras del horno en el momento de retirar la carga.
traza del plano de
deslizamiento (010)
traza del plano de
deslizamiento(100)
(111)
σ
σ
B
_ 1)
(21
(12 _
1)
B
60º
60º
A
_
(112)
σ
traza del plano de
deslizamiento (001)
Figura 1. Diferentes orientaciones de las muestras monocristalinas para los ensayos
mecánicos. Se indica la dirección de compresión en cada caso y la traza del plano de
deslizamiento primario sobre la cara (111).
La observación de los planos de deslizamiento en las muestras monocristalinas se ha
realizado por microscopia óptica en las caras pulidas de las muestras deformadas, utilizando
un microscopio Leica DMRE. Para la observación por microscopía electrónica de transmisión
(MET) de las muestras policristalinas se han cortado láminas que han sido adelgazadas para la
transparencia electrónica utilizando los métodos convencionales. Las observaciones se han
realizado en un microscopio electrónico Philips CM-200 a 200 KV.
3. RESULTADOS
La figura 2 muestra las curvas tensión-deformación obtenidas de los ensayos
mecánicos en muestras monocristalinas para las diferentes orientaciones <11 2 > del eje de
compresión. Un análisis de estas curvas, junto con las observaciones de microscopia óptica en
las caras pulidas de las muestras deformadas, indica un comportamiento anisótropo debido a
la estructura tetragonal del cristal (c/a=1.01) que hace que el plano (001) del sistema de
deslizamiento primario sea diferente a los planos (100) y (010). Como consecuencia de esta
anisotropía dos tipos de muestras han sido ensayadas, aquéllas en las que el plano de
deslizamiento primario con mayor factor de Schmid es el (001) (tipo A) y aquellas otras en las
que el plano de deslizamiento primario fácil de activar es el (100) o el (010) (tipo B).
La deformación de las muestras de tipo A tiene lugar por movimiento de dislocaciones
en el plano de deslizamiento primario (001) como indican las líneas observadas por
microscopía óptica en las caras de la muestra (Fig. 3). Los saltos de tensión que se observan
en las curvas, para deformaciones superiores al 5 %, corresponde a la formación de estrechas
bandas de Lüders que se originan siguiendo el plano de deslizamiento primario (Fig. 3a y 3b).
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500
(MPa)
400
300
T=1400 ºC
200
A
100
B
0
0
4
8
12
16
20
(%)
Figura 2. Curvas tensión-deformación a temperatura de 1400ºC correspondientes a los dos
tipos de muestras monocristalinas ensayadas. Las flechas indican el comienzo de la activación
de dislocaciones en las muestras de tipo B.
Los mecanismos de deformación de las muestras de tipo B son algo más complejos. Si
bien el comienzo de la pérdida de linealidad en las curvas tensión-deformación (Fig. 2) ocurre
aproximadamente a la misma tensión que en las muestras de tipo A, el origen de este cambio
de pendiente es diferente: en lugar de ocurrir de una forma continua se produce como
consecuencia de pequeñas caídas bruscas en la tensión, que se corresponden, según se ha
comprobado en un trabajo previo [17], con la aparición de maclas en el material que tienen
lugar antes de la deformación por movimiento de dislocaciones. La figura 4a muestra las
trazas de las zonas macladas sobre una cara (01 1 ). Estas trazas forman un ángulo de ≅ 20º
con la dirección < 2 11> del eje de compresión. Dicho ángulo se corresponde con el valor
teórico calculado para el corte del plano de macla (101) con la cara lateral de la muestra.
a
b
)
)
Figura 3. Imagen óptica de las caras pulidas de una muestra de tipo A mostrando: (a) las
trazas de los planos de deslizamiento y las bandas de Lüders en una cara (111) y (b) las
bandas de Lüders en una cara (1 1 0).
Estas maclas han sido también observadas en la deformación de monocristales de
circonia dopada con un 3 mol % de itria [18] donde la fase t´ está presente formando una
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estructura de polidominios en la que las tres variantes de la fase tetragonal, con los ejes c
perpendiculares entre sí, están presentes. Bajo tracción estos dominios se reorientan de forma
que el eje c ( c/a=1.01) toma la dirección del eje de tracción, tendiendo a la formación de un
monodominio. De igual forma, se ha conseguido en estos cristales [19] la reorientación de
alguna de las variantes tetragonales comprimiendo en la dirección del eje c de esa variante.
Esta transformación denominada conmutación ferroelástica (“ferroelastic switching”) ocurre
de forma progresiva dando lugar a maclas del material reorientado que crecen y se ensanchan
al aumentar el volumen de la zona transformada.
b)
a)
Figura 4. Imagen óptica de las caras pulidas de una muestra de tipo B mostrando: (a) las
trazas de las maclas formadas durante las primeras etapas de la deformación y (b) las
bandas de Lüders y las trazas del plano de deslizamiento del sistema secundario.
Con posterioridad a la formación de maclas, en las muestras de tipo B, tiene lugar la
deformación por movimiento de dislocaciones en el plano de deslizamiento primario (100) o
(010) y la formación de bandas de Lüder en este plano (Fig. 4b). Al mismo tiempo se activa
un segundo sistema de deslizamiento también del tipo {100}<011> pero de menor factor de
Schmid que el sistema primario (Fig. 4b).
La microestructura de las muestras policristalinas de YTZP, deformadas plásticamente y
templadas al aire a temperatura ambiente, ha sido examinada por microscopía electrónica de
transmisión. Estas observaciones revelan una distribución de granos de tamaño uniforme y
equiaxiales. No se han observado cavidades ni tampoco se ha detectado la presencia de fases
vítreas en las juntas de grano ni en los puntos triples. La figura 5a muestra la típica
microestructura encontrada y en ella puede observarse lo indicado anteriormente así como el
fuerte contraste de difracción que aparece en muchos granos, consecuencia de las tensiones
internas originadas probablemente durante el templado de las muestras a temperatura
ambiente.
Los intentos de encontrar una densidad apreciable de dislocaciones tanto en el interior
como en la frontera de los granos no han dado resultados satisfactorios ya que sólo en algunos
granos se ha podido localizar un reducido número de dislocaciones. En la figura 5b las puntas
de flecha muestran algunas de estas dislocaciones, no obstante la densidad encontrada no es
significativa y en cualquier caso del mismo orden que la observada en las muestras sin
deformar.
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4. DISCUSION
Las diferencias encontradas en los mecanismos de deformación de las muestras
monocristalinas a 1400 ºC pueden ser explicadas considerando la anisotropía de la propia
estructura cristalina tetragonal que hace que los diferentes planos de deslizamiento del sistema
primario {100}<011> no sean equivalentes entre sí, de forma que el plano (001) es un plano
de simetría cúbica mientras que los planos (100) y (010) son planos de simetría tetragonal.
Esto da lugar a un comportamiento mecánico anisótropo a escala macroscópica.
Figura 5. Imágenes de microscopía electrónica de transmisión de las muestras
policristalinas deformadas a 1400 ºC, mostrando: (a) la microestructura típica encontrada
y (b) algunos contrastes asociados con dislocaciones (se indican con las puntas de flecha).
Cuando el eje de compresión es el <11 2 > el eje c de la celda tetragonal forma 35º con
la dirección de compresión y 66º con los dos ejes a. El plano de deslizamiento fácil es en este
caso el plano (001), de simetría cuatro (plano cúbico), en el cual el movimiento de
dislocaciones puede ser fácilmente activado. Las dislocaciones perfectas pueden deslizar a lo
largo de dicho plano. La densidad de dislocaciones generada durante la deformación da lugar
a tensiones internas que evitan la formación de maclas, de forma similar a lo que ocurre en
otros sistemas como el zafiro [20, 21]. Este es el caso de las muestras de tipo A (Fig. 3) en las
que la deformación ocurre por activación del sistema de deslizamiento primario y se evita la
conmutación ferroelástica (“ferroelastic switching”).
Si el eje de compresión es el <1 2 1> o el < 2 11> el plano de deslizamiento fácil es el
(010) o el (100), que son planos de simetría dos (planos tetragonales). La activación del
movimiento de dislocaciones en estos planos es más difícil que en el (001) ya que solo pueden
ser activadas por generación de parciales y esto requiere un mayor aporte de energía. En este
caso la formación de maclas por “ferroelastic switching” resulta ser un proceso más fácil que
la activación de dislocaciones. Estas maclas (zonas oscuras en Fig. 4a) tienen su origen es el
cambio de orientación del eje tetragonal durante la deformación. Las dislocaciones solo
aparecen en una fase posterior de la deformación, activándose no solo el plano del sistema de
deslizamiento primario de mayor factor de Schmid sino también el plano (001) que aunque no
es el de mayor factor de Schmid para esta dirección de compresión si es el que, debido a su
simetría cuatro, presenta una mayor facilidad al movimiento de dislocaciones. Esto está de
acuerdo con los resultados experimentales obtenidos para las muestras de tipo B (Fig. 4).
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En relación con la tensión resuelta, τ=σ ⋅ f (f =factor de Schmid), necesaria para generar
dislocaciones es de destacar que en todos los casos ha sido superior a 150 MPa, como puede
deducirse de las curvas presentadas en la figura 2. Este valor es muy superior (un orden de
magnitud) a los valores de las tensiones de deformación superplástica en los policristales de
YTZP a temperatura de 1400 ºC y velocidades de deformación entre 10 -5 y 10-4 s-1. El alto
valor de la tensión necesaria para activar dislocaciones en los monocristales tetragonales junto
al hecho de no haber observado por microscopía electrónica de transmisión una densidad
significativa de dislocaciones en los policristales de YTZP deformados a 25 MPa y
templados, parece indicar que el movimiento de dislocaciones no debe ser el mecanismo que
controla la velocidad de deformación en el YTZP de pequeño tamaño de grano. Esto está en
desacuerdo con la hipótesis sugerida recientemente por Morita y otros [14, 15] de que la
actividad de dislocaciones en el interior de los granos sea el proceso que acomoda el
deslizamiento de frontera de grano (GBS) en la deformación superplástica del YTZP a
tensiones de deformación iguales o superiores a 15 MPa.
5. CONCLUSIONES
El análisis de los resultados de los ensayos de deformación plástica a 1400 ºC de los
monocristales tetragonales de circonia dopada con 3.4 % en peso (2.0 mol %) de itria muestra
un comportamiento anisótropo del material en relación a los diferentes {100}<011> sistemas
de deslizamiento primario. Este comportamiento ha sido explicado en base a la estructura
cristalográfica del sistema.
La tensión resuelta necesaria para activar dislocaciones a 1400 ºC en estos
monocristales ha sido en todos los casos superior a 150 MPa.
Las observaciones por MET de los policristales de YTZP (4.0 mol % de itria), no han
puesto de manifiesto la presencia de una densidad significativa de dislocaciones en el material
deformado.
Lo anterior nos permite concluir que la actividad de dislocaciones no parece ser el
proceso que controla la velocidad en la deformación superplástica del YTZP a tensiones
próximas a 15 MPa.
Agradecimientos
Los autores agradecen el apoyo económico recibido de la CICYT a través de los
proyectos MAT 97-1007-C02 y MAT 2000-0622 (Ministerio de Educación y Cultura,
España)
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