The influence of ZrO₂(Y₂O₃) ceramic grain size on hardness, fracture toughness and form.pdf Введение Использование керамики из диоксида циркония, стабилизированной 3 мол.% иттрия (3Y TZP), не только как конструкционного материала, но и в медицинском материаловедении в качестве материалов для реконструктивной ортопедии и стоматологии оказалось чрезвычайно успешным [1]. Успех ее использования во многом обусловлен отличными механическими свойствами (высокими значениями твердости, прочности и трещиностойкости) [2-4]. Сочетание высоких значений прочности и вязкости разрушения материала обусловлено уникальным механизмом трансформационного фазового перехода, когда тетрагональная (t) фаза в полях внутренних напряжений превращается в моноклинную (m) [5-7]. При t m-превращении происходит локальное увеличение объема на 3-4%, что приводит к возникновению сжимающих напряжений, препятствующих распространению трещины [5, 6]. Основным подходом в получении Y-TZP-керамики с высокими механическими свойствами является стабилизация высокотемпературной тетрагональной фазы при комнатной температуре и контролируемый размер зерна. В работах [3-5] было установлено, что условия спекания, такие как температура и продолжительность спекания, сильно влияют на размер зерна, фазовый состав и распределение стабилизатора в циркониевой керамике. В настоящее время общепризнано, что размер зерна в Y-TZP оказывает сильное влияние на упрочнение при превращении [3-5, 8]. Более того, способность к трансформационному превращению 3Y-TZP напрямую связана с размером зерна, чем крупнее зерна тетрагональной фазы, тем больше склонность к мартенситному превращению в стабильную моноклинную структуру под воздействием нагрузки, что, следовательно, и повышает вязкость материала [8]. В литературе предложено несколько методов определения трещиностойкости керамики, среди которых, благодаря простоте и низкой стоимости, определение вязкости разрушения при вдавливании по Виккерсу (VIF) является одним из самых популярных методов оценки KIC [9, 10]. Метод основан на измерении длины трещин, образующихся в четырех углах отпечатка от индентора Виккерса на хорошо отполированной поверхности образца при заданной приложенной нагрузке. В зависимости от типа образующихся при индентировании трещин существует множество эмпирических уравнений для расчета значений KIC с использованием метода VIF [3, 11-13]. Мартенситную природу трансформационного t m-превращения исследовали различными методами, среди которых рентгеновская дифракция, растровая электронная микроскопия, оптическая микроскопия с контрастом, порошковая нейтронная дифракция, просвечивающая электронная микроскопия, атомно-силовая микроскопия (АСМ) [14-17]. В частности, в [17] методами АСМ наблюдали мартенситный рельеф на поверхности образцов керамики CeO2-TZP после двойного кручения вблизи зоны распространения трещин. Однако подробных исследований трансформационного t m-превращения в керамике ZrO2(Y2O3) в области распространения трещины от отпечатка индентора Виккерса методами атомно-силовой микроскопии ранее не проводилось. Цель данной работы - исследование влияния размера зерна керамики ZrO2(Y2O3) на твердость, вязкость разрушения и формирование трансформационного деформационного рельефа вблизи зоны индентирования. Материалы и методы исследований В качестве объекта исследования использовали керамику на основе ZrO2, стабилизированную 5.5 мас.% Y2O3 (ZrO2-Y2O3) с размером зерна 0.2, 0.5, 0.9, и 1.55 мкм. Керамические образцы получали стандартными методами порошковой металлургии - одноосным формованием цилиндрических образцов в стальной прессформе и последующим спеканием. Варьируя температуру спекания (1400-1600 С) и время изотермической выдержки (1-5 ч) в керамике получали разный размер зерна. Пористость всех образцов, рассчитанная из измеренной плотности, не превышала 3%. Рентгенофазовый анализ (РФА) полированных поверхностей образцов после спекания и разрушенных поверхностей после испытаний на осевое сжатие проводили на рентгеновском дифрактометре типа ДРОН с CuK - и CoK -излучением в диапазоне углов 2 20-90 , с шагом сканирования 0.05 и экспозицией в каждой точке 10 с, обеспечивающей статистическую точность съемки рентгенограмм не хуже 0.3. Структуру образцов изучали на растровом электронном микроскопе VEGA3 TESCAN. Размер зерна (d) определяли по изображениям термически травленных полированных поверхностей образцов с использованием программы ImageJ. Индентирование полированных поверхностей образцов проводили на твердомере «Супер-Виккерс» при нагрузке 150 Н с выдержкой 15 с. Исследование рельефа в области угла отпечатка и в зоне распространения трещины осуществляли на атомно-силовом микроскопе Solver PRO-47H [18]. Для выявления рельефа поверхности керамики использовали режим «Контактный метод рассогласования», а для выявления фазового контраста - полуконтактный метод в режиме «Отображение фазы» [19]. Результаты исследований На рис. 1 приведены типичные РЭМ-изображения зеренной структуры ZrO2 - 5.5 вес.% Y2O3-керамики и распределение зерен по размеру (а-в) и фрагмент рентгенограммы, полученной с полированной поверхности спеченной керамики (г). В зависимости от условий спекания средний размер зерна керамики изменяется от 0.2 до 1.55 мкм. Гистограммы, показанные на вставках, имеют нормальное распределение с одним максимумом. В керамике с размером зерна 0.2 и 0.5 мкм (рис. 1, а) наблюдается однородная структура и узкое распределение зерен по размерам. При увеличении среднего размера зерна в структуре керамики растет неоднородность зерен по размерам. Появляется значительное количество крупных зерен, размер которых в 2 и более раза отличается от среднего размера зерна. При этом среднеквадратичное отклонение (Sd) растет и наблюдается более широкое распределение зерен по размерам (рис. 1, б, в). По данным рентгенофазового анализа, в керамике после спекания, независимо от размера зерна, наблюдаются тетрагональная (t) и кубическая (k) фазы диоксида циркония в соотношении 80:20 (рис. 1, г), что хорошо согласуется с литературными данными [4, 15]. Следов моноклинной фазы, свидетельствующих о фазовом превращении при охлаждении, в спеченной керамике независимо от размера зерна зафиксировано не было. Зависимость длины трещины, распространяющейся из угла отпечатка при индентировании, от размера зерна керамики и отношение длины трещины к половине диагонали отпечатка от индентора Виккерса показаны на рис. 2. Из представленной зависимости видно (рис. 2, а), что чем больше размер зерна керамики, тем короче трещины, образующиеся при индентировании. Образующиеся при индентировании из угла отпечатка трещины делятся на несколько типов. В зависимости от типа образующихся при индентировании трещин с использованием метода VIF Рис. 1. Характерные РЭМ-изображения зеренной структуры и распределение зерен по размеру (а-в) и фрагмент рентгенограммы (г) спеченной керамики Рис. 2. Зависимости длины трещины при индентировании и отношение длины трещины к половине диагонали отпечатка (а) и зависимости твердости HV и трещиностойкости KIC (б) от размера зерна спеченной керамики выбирают эмпирическое уравнение для расчета значений KIC [11-13]. Для трещин типа Палмквиста используют, в основном, уравнения, предложенные авторами [12], а для радиально-медианных трещин - уравнения, предложенные в [13]. В трансформируемой керамике трещины от вдавливания обычно относятся к типу Палмквиста, поэтому, в большинстве случаев, используют уравнение Niihara. Однако данное уравнение можно применять только в том случае, если отношение длины трещины к полудиагонали отпечатка при вдавливании находится в определенном диапазоне. Это отношение должно удовлетворять требованию 0.25 < (l/a) < 2.5 (где l представляет собой среднее значение длины четырех трещин, образовавшихся в четырех углах отпечатка Виккерса, и a составляет половину длины средней диагонали отпечатка). В соответствии с полученным отношением l/a, представленным на рис. 2, а, все трещины в исследуемой керамике, независимо от размера зерна, относятся к типу Палмквиста, поэтому KIС рассчитывали по уравнению Niihara [13]. На рис. 2, б приведены зависимости твердости HV и трещиностойкости KIC керамики от размера зерна. Установлено, что чем меньше размер зерна в керамике, тем выше ее твердость, и наоборот, чем больше размер зерна, тем выше ее трещиностойкость. Такое поведение может быть вызвано происходящим в материале при индентировании t m-превращением и вследствие положительного объемного эффекта при превращении торможением распространяющейся из угла отпечатка трещины. На рис. 3 показаны 3D-изображения участков поверхности керамики с разным размером зерна в зоне распространения трещины из угла отпечатка. На вставках показаны профилограммы, построенные поперек области распространения трещины. Рис. 3. 3D-скан-изображения участков поверхности керамики ZrO2(Y2O3) с размером зерна:

Скачать электронную версию публикации