PROPIEDADES MECÁNICAS DE FIBRAS DE Al 2 O 3 DOPADAS CON Cr 2 O 3 FABRICADAS POR FUSION LASER

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1 VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos, Gandía PROPIEDADES MECÁNICAS DE FIBRAS DE Al 2 O 3 DOPADAS CON Cr 2 O 3 FABRICADAS POR FUSION LASER J.J.Quispe Cancapa a, A. Ramírez. de Arellano López a, y A. Sayir b a Dpto de Física de la Materia Condensada,Universidad de Sevilla, España b NASA Glenn Research Center y Case-Western Reserve University, Cleveland, OH, USA RESUMEN. Hemos estudiado la resistencia en tracción de tres tipos de fibras monocristalinas de Al 2 O 3. Dos grupos de fibras han sido fabricadas por fusión láser, y contienen 0.03% y 10% de Cr 2 O 3. El tercer grupo es de fibras comerciales de zafiro. La resistencia de las fibras depende de la velocidad de carga. La fibras con un 10% de Cr 2 O 3 presentan una resistencia inferior a la lograda con 0.03% de dopante. Los resultados mecánicos y las observaciones microestructurales indican que la contribución del crecimiento lento de grietas a la resistencia de las fibras es pequeña. Hemos relacionado estos resultados con las condiciones de fabricación, que influyen en la población de defectos. Palabras claves Al 2 O 3, fatiga dinámica, fibras monocristalinas 1. INTRODUCCIÓN. Las aplicaciones en la industria aeroespacial exige materiales muy resistentes a bajos y altos regímenes de temperatura. Las fibras de Al 2 O 3 son un buen candidato para el reforzamiento de compuestos de matriz intermetálica o cerámica. Sus propiedades de fractura son pues de gran importancia tecnológica [1]. Cuando para un material la resistencia a fractura depende de la velocidad de carga, se dice que muestra retardo en la fractura o fatiga estática. En vidrios, este efecto fue estudiado hace ya varias décadas [2]. Desde entonces, varios autores han desarrollado ampliamente la comprensión del fenómeno y la importancia que en él tienen la presencia de defectos y las condiciones ambientales, en particular la humedad [3,4]. Existen en la literatura varios trabajos específicamente orientados al zafiro [5,6], destacándose la importancia que en sus propiedades mecánicas tiene la presencia de dopantes (Ti, Mg, Cr,...) [7,8]. La mayor parte de estos estudios se han orientado a altas temperaturas, discutiéndose la importancia del crecimiento lento de grietas [9,10] y la microplasticidad [11]. Comparativamente, existen pocos trabajos sobre el efecto de los dopantes en la resistencia a la fractura del zafiro a temperatura ambiente. El objetivo de este trabajo es el estudio del efecto de las adición de diversas cantidades de Cr 2 O 3 sobre la resistencia a la fractura en tracción de fibras de Al 2 O 3. Se intentará poner de manifiesto la existencia de fractura retardada fundamentalmente mediante el estudio de la relación entre la tensión de fractura y la velocidad de carga, y se discutirán los mecanismos que controlan el fenómeno. Por último, se relacionarán los resultados con las condiciones de fabricación de las fibras, que dominan la presencia de defectos en las mismas. 691

2 Quispe, Ramírez de Arellano y Sayir 2. PARTE EXPERIMENTAL. Hemos estudiado tres tipos de fibras. Dos grupos son del sistema Al 2 O 3 -Cr 2 O 3 fabricadas por la técnica Laser-Heated Floating-Zone (LHFZ), con dos concentraciones nominales de Cr 2 O 3 : 0.03% y 10%. Estas fibras han sido fabricadas en NASA-Glenn y han sido objeto de algunos trabajos previos [10,11]. El tercer grupo es de Al 2 O 3 comercial (Saphikon). Los diámetros de las fibras se sitúan entre 100 y 160 µm. Las fibras con un 0.03% de Cr 2 O 3 se han fabricado con crecimiento lento y temperaturas muy superiores a la de fusión, mientras que las fibras con un 10% de Cr 2 O 3 se han crecido a temperaturas ligeramente superiores a la de fusión y con crecimiento rápido, para evitar la volatilización del exceso cromo. Precisamente, una de las ventajas que presenta la técnica de LHFZ es la consecución de composiciones precisas, difícilmente obtenibles por otros procedimientos. En los ensayos de tracción, la longitud efectiva de la fibras es de 2.5 cm. Sus extremos se fijan con epoxi dentro de una aguja hipodérmica, aplicándose a éstas las mordazas. El método de ensayo consiste en añadir flujos de agua constante del orden 0.5, 48 y 1287 g/s, lo cuál nos permite experimentar fracturas en tres regímenes de velocidad de carga. Los errores acumulados durante la adición de agua en el contenedor y suspensión del flujo en el momento de la fractura son menores a 5%. Para examinar las superficies de fractura se usa un Microscopio de Barrido Philips XL 30, Servicio de Microscopía Electrónica, Universidad de Sevilla. 3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN En la Figura 1 se muestran los resultados de la tensión de fractura en los tres regímenes de carga. Los resultados promedio se resumen en la Tabla 1. El fenómeno de rotura retardada se pone de manifiesto en la dependencia de la tensión de rotura con la velocidad de carga. En efecto, se observa que la tensión media de rotura aumenta al incrementar la velocidad de carga. La relación entre ambas variables [13] nos permite determinar el parámetro N de la ecuación fenomenológica [14]: N v = AK i (1) donde v es la velocidad de crecimiento de las grietas, K i es el factor de intensidad de tensiones y A es una constante. Un valor pequeño de N supone que la velocidad del crecimiento de las grietas es poco sensible al factor de intensidad de tensiones, lo que implica que las grietas pueden crecer lentamente de forma estable (slow crack growth, SCG) [6,7]. Por el contrario, un valor grande de N implica que el SCG no es una fenomenología importante en la fractura del material, ya que la velocidad de propagación de las grietas es muy sensible a la acción externa. El SCG puede ser un mecanismo de degradación de las propiedades mecánicas de los materiales. Por ejemplo, varios autores [5,6,8-10] sugieren que para altas temperaturas el SCG es responsable de la disminución de la resistencia de las fibras de Al 2 O 3 Saphikon. 692

3 VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos σ(mpa) (a) σ (MPa) σ(mpa) (b) (c) Figura 1. Efecto de la velocidad de carga con las tensiones de fractura: Al 2 O 3 con: (a) 0% Cr 3+ (b) 0.03 % Cr 3+, (c) 10% Cr 3+ En la figura 2 se representa la tensión de fractura promedio en función de la velocidad de carga, para determinar el valor de N. Los valores de N, 44,45 y 54, son altos en relación a los obtenidos en otros estudios a alta temperatura en los que se ha encontrado evidencia de SCG, y en los que N se encuentra en el rango de 10 [5,6]. Ello nos lleva a sugerir que la contribución del SCG a la fractura a temperatura ambiente de los materiales de este estudio es pequeño. Sugerencia que encuentra apoyo en la observación de la morfología de las superficies de fractura (figura 3). En el entorno de los defectos que originan el fallo de las fibras no se encuentran las manifestaciones habituales del SCG. No se observan superficies especulares, sino que de forma inmediata la grieta se desvía siguiendo los planos romboédricos [14], en buen acuerdo con las observaciones de otros autores. 693

4 Quispe, Ramírez de Arellano y Sayir Tabla 1. Datos de las tensiones de fractura con la velocidad de carga. Fibra No. Ensayos Velocidad de carga(mpa/s) Tensión de fractura promedio (MPa) Desviación estandar (MPa) 0% Cr % Cr % Cr σ ( MPa) Fibra Al 2 O 3 N 0 % Cr ο 0.03 % Cr % Cr , Figura 2.- Comparación de la tensión de fractura en función de la velocidad de carga Otra explicación para la rotura retardada es un mecanismo de microplasticidad citado por Pollock y Hurley[11]. En este mecanismo, la deformación plástica precede a la fractura, y altera la tensión máxima. Por una parte la microplasticidad puede contribuir al avance de la fractura mediante la nucleación o extensión de grietas (lo que disminuiría a la tensión de fractura) o dificultar la fractura mediante deformación plástica de la punta de fisura (lo que aumentaría la tensión de fractura). La dependencia de la tensión de fractura con la velocidad de carga aparece en este mecanismo por la dependencia que la tensión de estado estacionario de fluencia que presenta con la velocidad de deformación. 694

5 VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos a) b) c) d) Figura 3. Microscopia electrónica de barrido de las superficies de fractura de Al 2 O 3 con (a) y (b) 10% Cr 3+ (c) y (d) 0% Cr 3+ Por otra parte, en la Tabla 1, resulta evidente que si bien la adición de un 0.03% de Cr 2 O 3 aumenta la resistencia, el aumento de la cantidad de dopante hasta un 10% no sólo no incrementa la resistencia, sino que la disminuye sustancialmente, por debajo incluso de las resistencias de la fibra sin dopar. Ello, en todo el rango de velocidades de carga. Es interesante tener en cuenta que además de la concentración de dopantes existen otros parámetros de fabricación que influyen en el comportamiento mecánico. La presencia, cantidad y distribución de defectos juegan un papel crítico. La estadística de Weibull permite una aproximación cuantitativa al problema. En efecto, en al figura 4 hemos mostramos un ejemplo del ajuste de nuestros resultados a un modelo de Weibull con dos parámetros, m y σ 0. Los resultados completos se encuentran en la Tabla 2. Los valores de σ 0 coinciden de forma aproximada con los valores promedios de la resistencia de Tabla 1, tal como es de esperar. Los valores m son más pequeños para las fibras más resistentes, lo que indica que esos materiales son más sensibles a la presencia de defectos. Son más resistentes en promedio porque su proceso de fabricación genera menos defectos, y su m es pequeño porque si bien unas fibras pueden ser muy perfectas y presentar una resistencia grande, otras que presenten defectos rompen a tensiones mucho menores. Ello se pone también de manifiesto en los valores de la desviación estándar recogidos en la Tabla 1. Los valores de m más grandes corresponden al material menos resistente, que es el que contiene 10% de dopante, y al que cabe aplicar un razonamiento contrario al anterior. Para evitar la volatilización de Cr 2 O 3 [15], estas fibras se fabricaron a temperaturas moderadas, y velocidades de crecimiento altas, lo que explicaría una mayor cantidad de defectos. 695

6 Quispe, Ramírez de Arellano y Sayir 2,0 1,0 Ln[ln(1/1-P)] 0,0-1,0-2,0-3,0 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 Al 2 O 3 0 % Cr 3+ ο 0.03 % Cr % Cr 3+ -4,0 Ln (Tensión de Fractura) Figura 4. Distribución de Weibull de fibras y Al 2 O 3 dopadas con Cr 3+, para la velocidad de carga intermedia (ver Tabla 1) Tabla 2: Parámetros de Weibull de los ensayos de fractura Fibra Al 2 O 3 Velocidad de carga MPa/s m σ o (MPa) 0% Cr % Cr % Cr CONCLUSIONES Hemos puesto manifiesto la existencia de fractura retardada a temperatura ambiente en fibras monocristalinas de Al 2 O 3 con distintas cantidades de dopante (Cr 2 O 3 ). La relación entre la resistencia y la velocidad de carga para las distintas composiciones, indica que el crecimiento lento de grietas juega un papel pequeño en el comportamiento mecánico del material en este rango de temperaturas, lo que hemos además apoyado mediante observaciones de las superficies de fractura. Por último, hemos vinculado la relación entre la resistencia máxima y la cantidad de dopante con la población de defectos, que es consecuencia de las condiciones de fabricación. 696

7 VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos AGRADECIMIENTOS Este trabajo se ha realizado en NASA Glenn con el apoyo económico de AFOSR Grant #F , NASA NCC3-850 y en la Universidad de Sevilla con el apoyo económico del MCyT MAT C03-03 REFERENCIAS 1. R.E.Tressler and R.L Crane, Shapphire Filament Mechanical Property Considerations of Importance to Alumina Reiforced Matrices, Proc. 1 st Int Conf. Comp. Mat. [ICM], Geneva Switzertland, (1976) W.B Hilling and R.J. Charles, High Strength Materials (Ed.V.H. Zackay) (Willey, New York, 1965) p S.M Wiederhorn, Moisture Assisted Crack Growth in Ceramics Int.J.Frac Mech.,4[2] (1968). 4. R.J Charles and R.R. Shaw, General Electric Laboratory Report No. 62-RL-3081M (1962), General Electric Co, of America. 5. S. A. Newcomb and Richard E. Tressler Slow Crack Growth in Sapphire Fibers at 800º to 1500 ºC. J. Am. Ceramic. Soc, 76[10] (1993) 6. A. Sayir, Time Dependent Strength of Sapphire Fibers at High Temperature. Ceram. Matriz.Composite,0 (1993) J.S Haggerty, Growth of Titanium and Chromium Strengthened Sapphire Fibers, Technical Report AFML-TR-73-2, Air Force Materials Laboratory, WPAFB, OH, H. Sayir, S.C. Farmer, K.P.D. Lagerlof, and A. Sayir, Temperature Dependent Fracture Strength of Doped Single-Crystal Alúmina Fibers,pp in Advances in Ceramic- Matriz Composites II Ceramic Transactions. Edited by J.P. Singh and N.P. Bansal. American Ceramic Society,Westerville, Oh, P.E. Heydt,, R.E. Tressler, and Sayir, A., Delayed Failure of Cr 3+ - Doped Sapphire Fibers, in Advances in Ceramic Composites III, Ceramic Transactions, Ed. N. Bansal and J.P. Singh, American Ceramic Society, Westerville, OH, J.J Quispe Cancapa, A.R. de Arellano López and Sayir. High-Temperature Mechanical Properties of Cr 3+ -Doped Sapphire Fibers Ceramics Engineering Science Proceedings, Vol. 22 (2002) to be published by the American Ceram. Society. 11. J.T.A Pollock and G.F. Hurley, Dependence of Room Temperature Fracture Strength on Strain Rate in Sapphire, J. Mat. Sci., (1973). 12. A.G. Evans,S.M. Wiederhorn, J. Mater. Sci. 9 (1974) J.E. Ritter, Engineering desing and fatigue failure of brittle materials, in: R.C. Bradt, D.P.H. Hasselman, F.F Lange (Eds.), Fracture Mechanics of Ceramic, Vol. 4, Plenum Press, New York,1978,pp R.F Firestone and A.H Hever Creep Deformation of 0º Sapphire, J. Am. Ceram. Soc., 1976, 59, [1-2], J.S. Haggerty, Production of Fibers by Floating Zone Fiber Drawing Technique, NASA CR , NASA Lewis Research Center, Cleveland, OH,