CC BY
2Вестник Томского государственного университета. Химия. 2024. № 33. С. 103-118 Tomsk State University Journal of Chemistry, 2024, 33,103-118
Научная статья УДК 666.3.046.44:535.345.1 10.17223/24135542/33/10
Электроимпульсное плазменное спекание прозрачной керамики из алюмомагниевой шпинели с повышенным фактором формы
Эдгар Сергеевич Двилис1, Олег Леонидович Хасанов2, Дарья Евгеньевна Деулина3, Сергей Александрович Степанов4, Иван Николаевич Шевченко5, Фули Хуан6, Дамир Талгатович Валиев7, Олег Сергеевич Толкачёв8, Алфа Эдисон Илела9, Владимир Денисович Пайгин10
12, 3, 4, 5, б, 7 8, 9,10 Томский политехнический университет, Томск, Россия
1 [email protected] 2 khasanov@tpu. ги
3 [email protected] 4 stepanovsa@tpu. т
7 rubinfc@tpu. т 8 tolkachev@tpu. т 9 alfaedison@mail. т 10 vpaygin @mail. т
Аннотация. Алюмомагниевая шпинель является перспективным прозрачным керамическим материалом. Она может быть использована в качестве прозрачной брони, окон космических аппаратов, сканеров, оптических элементов в системах ночного видения, а также как основа (матрица) для сцинтилляционных и лазерных материалов. Широкий спектр применения керамики на основе MgAhO4 обусловлен комплексом ее уникальных свойств. Исследования, направленные на создание прозрачных керамических материалов с повышенным фактором формы, актуальны и имеют высокую практическую значимость.
В представленной работе выполнена комплексная характеризация коммерческого нанопорошка алюмомагниевой шпинели. Определены его основные структурные особенности. Реологические свойства нанопорошка в процессе его компрессионной и термической консолидации исследованы на основе положений механистической модели прессования аппроксимацией экспериментальных данных уплотнения при электроимпульсном плазменном спекании безразмерным уравнением логарифмической формы, графическое представление которого позволяет оценить возможность достижения беспористого состояния консолидируемого материала и проводить оптимизацию режимов электроимпульсного плазменного спекания. Показано, что построение поверхности уплотнения и отыскание оптимального пути повышения давления и температуры при электроимпульсном плазменном спекании на этой поверхности могут быть использованы для оптимизации режимов консолидации прозрачной керамики. Проведено верифицированное дискретно-элементное моделирование процессов упаковки и консолидации
© Э.С. Двилис, О.Л. Хасанов, Д.Е. Деулина и др., 2024
частиц нанопорошка алюмомагниевой шпинели. Модельные и натурные эксперименты показали, что выявленное сочетание температуры (1 300°C) и давления статической подпрессовки (100 МПа) является достаточным для получения беспористой структуры керамики и не приводит к избыточной рекристаллизации. Показано, что прозрачная керамика на основе алюмомагниевой шпинели с повышенным фактором формы может быть изготовлена методом электроимпульсного плазменного спекания при температуре 1 300°C и давлении статической подпрессовки 100 МПа. Оптические и механические свойства изготовленной прозрачной керамики сопоставимы с аналогами или превосходят их. Светопропускание образцов достигает 41% в видимой области спектра и 64% в инфракрасной области, значение микротвердости по Виккерсу составляет 15,6 ± 0,5 ГПа, трещиностой-кости - 4,4 ± 0,4 МПам1/2, предела прочности при сжатии - 1,37 ± 0,23 ГПа, коэффициента Пуассона - 0,26 ± 0,01, модуля Юнга - 278 ± 6 ГПа, модуля сдвига -110 ± 2 ГПа.
Ключевые слова: MgAkO4, прозрачная керамика, дискретно-элементное моделирование, электроимпульсное плазменное спекание, физико-механические характеристики
Благодарности: Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда, проект № 23-73-01241 (характеризация исходного нанопорошка MgAhO4, изготовление образцов керамики MgAl2O4 с повышенным фактором формы, рентгенофазовый анализ, сканирующая электронная микроскопия, измерение оптических и механических характеристик образцов MAS керамики) и частичной поддержке госзадания «Наука», проект № 075-03-2023-105 (дискретно-элементное моделирование процессов упаковки и высокотемпературной консолидации).
Для цитирования: Двилис Э.С., Хасанов О.Л., Деулина Д.Е., Степанов С.А., Шевченко И.Н., Хуан Ф., Валиев Д.Т., Толкачёв О.С., Илела А.Э., Пайгин В.Д. Электроимпульсное плазменное спекание прозрачной керамики из алюмомагние-вой шпинели с повышенным фактором формы // Вестник Томского государственного университета. Химия. 2024. № 33. С. 103-118. doi: 10.17223/24135542/33/10
Original article
doi: 10.17223/24135542/33/10
Spark Plasma Sintering of Transparent Thick Magnesium Aluminate Spinel Ceramics
Edgar S. Dvilis1, Oleg L. Khasanov2, Daria E. Deulina3, Sergei A. Stepanov4, Ivan N. Shevchenko5, Fuli Huang6, Damir T. Valiev7, Oleg S. Tolkachev8, Alfa E. Ilela9, Vladimir D. Paygin10
12,3 4 5,6, t, s, 9,10 jomsk Polytechnic University,Tomsk, Russia 1 [email protected] 2 khasanov@tpu. ru
3 [email protected] 4 stepanovsa@tpu. ru 5 [email protected]
6 [email protected] 7 rubinfc@tpu. ru 8 tolkachev@tpu. ru alfaedison@mail. ru 10 vpaygin @mail. ru
6
7
8
9
10
Abstract. Magnesium alumínate spinel is a promising material for optical application. It can be used as transparent armor, spacecraft windows, scanners, optical elements in night vision systems, as well as a base (matrix) for scintillation and laser materials. The wide range of practical applications of MgAl2O4 ceramics is due to the complex of its unique properties. The research is aimed to creating transparent ceramic materials with an increased shape factor, relevant and of high practical importance.
In the presented work, a comprehensive characterization of the commercial nano-powder of magnesium aluminate spinel is completed. Its main structural features are defined. Rheological properties of nanopowder in the process of its compression and thermal consolidation are investigated on the basis of the provisions of the mechanistic pressing model by approximating experimental data of compaction during spark plasma sintering with a dimensionless logarithmic equation, the graphical representation of which allows us to evaluate the possibility of achieving a non-porous state of the consolidated material and optimize the modes of spark plasma sintering. Shown, that the structure of the sealing surface and the search for the optimal way to increase pressure and temperature during spark pulse plasma sintering on this surface can be used to optimize the consolidation modes of transparent ceramics. Verified discrete element modeling of the processes of packing and consolidation of particles of magnesium aluminate spinel nanopowder has been performed. Model and field experiments have shown that the revealed combination of temperature (1300 °C) and static pressure (100 MPa) is sufficient to obtain a porous ceramic structure and does not lead to excessive recrystal-lization. It is shown that transparent ceramics based on magnesium aluminate spinel with an increased shape factor can be produced by spark plasma sintering at temperature of 1300 °C and static pressure of 100 MPa. The optical and mechanical properties of the manufactured transparent ceramics are comparable to their analogues. The light transmission of samples reaches 41% of the visible spectrum and 64% in the infrared spectrum, the Vickers microhardness value is 15.6±0.5 GPa, crack resistance is 4.4±0.4 MPam1/2, compressive strength is 1.37±0.23 GPa, Poisson's ratio is 0.26±0.01, Young's modulus - 278±6 GPa, shear modulus - 110±2 GPa.
Keywords: MgAl2O4, transparent ceramics, discrete-element modeling, spark plasma sintering, physical and mechanical properties
Acknowledgments: The work was supported by the Russian Science Foundation, project No. 23- 73-01241 (characterization of the initial MgAkO4 nanopowder, manufacture of MgAl2O4 ceramic samples with an increased shape factor, X-ray phase analysis, scanning electron microscopy, measurement of optical and mechanical characteristics of MAS ceramic samples) and partial support of the State Assignment "Science", project No. 075-03 - 2023-105 (discrete element modeling of the process and high-temperature consolidation).
For citation: Dvilis E.S., Khasanov O.L., Deulina D.E., Stepanov S.A., Shevchenko I.N., Huang F., Valiev D.T., Tolkachev O.S., Ilela A.E., Paygin V.D. Spark Plasma Sintering of Transparent Thick Magnesium Aluminate Spinel Ceramics. Vestnik Tomskogo gosudarstvennogo universiteta. Chimia - Tomsk State University Journal of Chemistry, 2024, 33, 103-118. doi: 10.17223/24135542/33/10
Введение
Интенсивное развитие аэрокосмической и оборонной промышленности, высокотехнологичных отраслей электроники и энергетики требует разработки новых оптических материалов с низкой стоимостью, высокой химической, механической и радиационной стойкостью. Растущий дефицит таких материалов может восполнить прозрачная керамика, требуемое сочетание высоких оптических и физико-механических характеристик в которой обеспечивается ее наноструктурированным состоянием - субмикронным размером зерен.
Основным преимуществом прозрачных керамических материалов перед традиционными оптическими материалами является возможность варьирования тепловых, оптических, механических и прочностных свойств. Стоимость таких керамик достаточно низкая, а их производство относительно просто масштабировать. Разработка и оптимизация технологий синтеза и консолидации данных материалов является особенно актуальной [1-3].
Одним из перспективных прозрачных керамических материалов является алюмомагниевая шпинель (MgAl2O4, MAS). Она может быть использована в качестве прозрачной брони, окон космических аппаратов, сканеров, оптических элементов в системах ночного видения, а также как основа (матрица) для сцинтилляционных и лазерных материалов. Широкий спектр применения керамики на основе MgAl2O4 обусловлен ее низким удельным весом, высокой твердостью и механической прочностью, коррозионной и термической стойкостью, химической инертностью и прозрачностью для электромагнитного излучения в широком диапазоне длин волн (от ближней ультрафиолетовой до середины инфракрасной области) [4-6].
Перечисленные характеристики определяют перспективность применения и дальнейшего совершенствования керамики на основе MAS в качестве элементов пассивной оптики.
Технологические аспекты изготовления прозрачной керамики, в том числе на основе MgAhO4, наиболее полно представлены в обзорных работах [1-4, 7-9]. Перспективным для изготовления прозрачной керамики является электроимпульсное плазменное спекание (ЭИПС; Spark Plasma Sintering; SPS). Метод обеспечивает формирование совершенных межзеренных границ нанометровых масштабов в процессе консолидации высокочистых нанопорошков при равномерном распределении плотности в объеме спекаемого материала. Перечисленные особенности являются необходимым условием получения качественных, конкурентоспособных изделий с комплексом высоких оптических и прочностных свойств [4, 9].
Большинство известных публикаций посвящено получению методом ЭИПС образцов MgAl2O4 с низким фактором формы, толщина которых варьирует от 1 до 3 мм при диаметре от 10 до 20 мм. Технологические аспекты изготовления прозрачной MAS-керамики с повышенным фактором формы изучены недостаточно [1-4, 7].
Цель настоящей работы - моделирование, экспериментальная верификация процессов консолидации и изготовление прозрачной керамики из коммерческого нанопорошка алюмомагниевой шпинели с повышенным фактором формы методом ЭИПС.
В качестве исходного материала для изготовления керамики использовали коммерческий нанопорошок М§Л1204 (БСЗОЯ, Baikowski, Франция) высокой чистоты (> 99,99%).
Исследования выполнены на лабораторном технологическом и аналитическом оборудовании ЦКП НОИЦ «Наноматериалы и нанотехнологии» Томского политехнического университета.
Исследование реологических характеристик порошкового тела в процессе его компрессионной и термической консолидации проводили на основе положений механистической модели прессования аппроксимацией экспериментальных данных уплотнения при электроимпульсном плазменном спекании безразмерным уравнением логарифмической формы [10]:
где р - относительная плотность порошкового тела, b - коэффициент, характеризующий интенсивность уплотнения порошкового тела под действием давления прессования Рпр, Ркр - критическое давление прессования, при котором достигается беспористое состояние порошкового тела, Тпр - температура процесса, Ткр - критическая температура течения материала, n - постоянный коэффициент, характеризующий скорость изменения плотности с ростом температуры.
Дискретно-элементное моделирование упаковки и высокотемпературной консолидации нанопорошка MgAhO4 проводили при помощи специализированного пакета программ S3D (Smart Imaging Technologies, США), исходными данными для построения моделей в котором являются параметры функции распределения частиц порошка по размерам. Гранулометрический анализ исходного порошка для расчета параметров функции распределения проводили методом лазерной дифракции на анализаторе размеров частиц SALD-7101 (Shimadzu, Япония). Площадь удельной поверхности для косвенной оценки средних размеров первичных частиц определяли методом БЭТ на установке Сорби-М (МЕТА, Россия).
Прозрачную керамику с повышенным фактором формы изготавливали методом ЭИПС на установке SPS-515S (SPS Syntex Inc., Япония). Процесс проводили в вакууме при температуре 1 300°C под давлением статической подпрессовки 100 МПа в течение 30 мин. Температуру в ходе спекания контролировали высокотемпературным пирометром через глухое технологическое отверстие, выполненное на боковой поверхности графитовой пресс-формы. Изменение линейных размеров в процессе ЭИПС регистрировали встроенными средствами технологической установки.
Материалы, техника и методика эксперимента
В результате были получены образцы прозрачной керамики толщиной 10 мм и диаметром 10 мм, что соответствует фактору формы 1. Относительная плотность образцов составила 99,4 ± 0,5%.
Исследование микроструктуры нанопорошка и керамики проводили на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) JSM-7500F (JEOL, Япония).
Рентгенофазовый анализ (РФА) порошка и образцов керамики выполняли на рентгеновском дифрактометре XRD-7000S (Shimadzu, Япония). Расшифровку полученных дифрактограмм проводили с использованием международной кристаллографической базы данных PDF-4 и свободно распространяемого программного обеспечения PowderCell 2.4.
Исследование оптических свойств керамических образцов проводили в ультрафиолетовой, видимой и ближней инфракрасной (ИК) областях спектра с использованием двулучевого сканирующего спектрофотометра СФ-256 УВИ (Ломо Фотоникс, Россия) в диапазоне длин волн от 190 до 1 100 нм.
Микротвердость керамики измеряли на универсальном твердомере DuraVision G5 20 (EMCO-TEST GmbH, Германия) по методу Виккерса при нагрузках 2,9, 4,9 и 50 H в соответствии с ГОСТ Р ИСО 6507-1-2007. Выбор нагрузки осуществлялся на основе результатов, представленных в работе [11]. Критический коэффициент интенсивности напряжений первого рода (KiC), характеризующий трещиностойкость материала, определяли методом ин-дентирования по формуле Ниихары [12].
Испытания образцов на одноосное сжатие проводили на испытательном прессе ИП-500М Авто (ЗИПО, Россия) в соответствии со стандартом ГОСТ Р 57605-2017 (ИСО 14544:2013).
Модуль продольной упругости и модуль сдвига рассчитывали по результатам измерения скоростей распространения поперечных и продольных механических волн при помощи прецизионного ультразвукового толщиномера 38 DL PLUS (Olympus, Япония).
Результаты и обсуждение
По результатам анализа СЭМ-изображений (рис. 1, а) установлено, что первичные частицы исходного нанопорошка MgAl2O4 имеют близкую к сферической форму с размерами в диапазоне от 26 до 269 нм. Порошок состоит из первичных частиц и их агломератов.
По данным лазерной дифракции структурные элементы порошка алюмо-магниевой шпинели имеют размеры от 146 нм до 2,9 мкм (рис. 1, б). Площадь удельной поверхности, определенная по данным БЭТ, составила 24,9 м2/г, что соответствует диаметру частиц 67 нм (в сферическом приближении). Расхождения между данными о среднем размере частиц, полученными с использованием различных методов, обусловлены отклонением формы частиц от сферической, а также агломерацией первичных частиц порошка.
Рентгенофазовый анализ подтвердил, что исследуемый порошок состоит из стехиометрической алюмомагниевой шпинели кубической модификации.
Размер областей когерентного рассеяния (средний размер кристаллитов) составил 37 нм, что хорошо согласуется с результатами лазерной дифракции и наряду с комплексом данных других анализов позволяет определить среднюю степень агломерации порошка в пределах до 7.
- Порошок МдА)204
Я I
Р ОЙ/ЗР л <о Зло
Л_»—
РЭР Сагй 01-074-1132
Д.
.1,1,
20 30 40
50 60 20, град.
70 80 90
0,5 1 Диаметр частиц, мкм
Рис. 1. СЭМ-изображение (а), гистограмма распределения структурных элементов по размерам, полученная по данным лазерной дифракции (б), экспериментальная и эталонная дифрактограммы нанопорошка MgAhO4 (в)
в
Результаты исследования реологических характеристик нанопорошка М§Л1204 в условиях ЭИПС представлены в табл. 1. Электроимпульсное плазменное спекание удовлетворительно описывается уравнением (1) с представленными постоянными коэффициентами.
Таблица 1
Реологические характеристики коммерческого нанопорошка MgAl2O4
Материал Коэффициент интенсивности уплотнения Критическое давление прессования, ГПа Постоянный коэффициент п Критическая температура, X
МдЛЬ04 0,0572 1227 35,79 1299
Графическое представление поверхности уплотнения (рис. 2), описываемой уравнением (1), позволяет оценить возможности достижения беспористого состояния консолидируемого материала и проводить оптимизацию режимов ЭИПС «кратчайшим» путем сочетания возрастающих давления
и температуры. Это сочетание демонстрирует линия проекции пространственной кривой скорейшего градиентного спуска, лежащей на поверхности уплотнения в заданном диапазоне режимов [13].
Рис. 2. Поверхность уплотнения с линией скорейшего градиентного спуска и ее проекцией на диаграмму режимов электроимпульсного плазменного спекания нанопорошка MgAhO4
Из полученных результатов можно заключить, что электроимпульсное плазменное спекание прозрачной керамики из нанопорошка М§Л1204 целесообразно проводить при температуре около 1 300°С в диапазоне давлений статической подпрессовки около 100 МПа, а продолжительность процесса ЭИПС должна быть ограничена таким значением, при котором будет достигнуто беспористое состояние.
Для определения степени влияния взаимной укладки частиц на процессы формирования их структуры и уплотнения при спекании использовали модели упаковки частиц различной плотности, построенные методом дискретных элементов по алгоритму Т. Ичикавы [14] в специализированном программном обеспечении S3D-PorousStructure 2.3.
При подготовке моделей учитывались плотность реальных прессовок и некоторые особенности морфологии порошка, обнаруженные при проведении сканирующей электронной микроскопии. В частности, для получения модели обнаруженных в реальных порошках агломератов было сымитировано взаимное проникновение сферических частиц с коэффициентом 0,9. Различная плотность модельных компактов достигалась подбором режимов алгоритма упаковки со средними координационными числами в диапазоне от 2 до 6. В качестве примера на рис. 3 представлены результаты имитационного моделирования упаковки частиц нанодисперсного порошка М§Л1204 и полученные на их основе модели пористой структуры.
РЖ
Рис. 3. Результаты имитационного моделирования упаковок частиц нанопорошка MgAl204 (а) и пористой структуры (б)
Моделирование процесса высокотемпературной консолидации проводилось в специализированном модуле S3D-Evo1ution на основе подготовленных моделей упаковки с характеристиками, максимально приближенными к характеристикам реальных порошковых компактов. Для обеспечения достаточной статистической представительности набора полученных в результате моделирования зерен с учетом известных коэффициентов рекристаллизации материалов были построены исходные модели упаковки частиц в количестве 64 000 штук. Имитационное спекание проводили до момента достижения беспористого состояния (рис. 4).
Рис. 4. Эволюция зёренной структуры (слева направо - сверху вниз) при моделировании процесса высокотемпературной консолидации нанопорошка MgAk04 до беспористого состояния
Проведенное дискретно-элементное и физическое моделирование процессов упаковки и термической консолидации нанопорошка М§Л1204 показало, что в выявленное сочетание температуры (1 300°С) и давления статической подпрессовки (100 МПа) является достаточным для получения беспористой структуры керамики и не приводит к избыточной рекристаллизации.
На рис. 5, а представлена микрофотография поверхности скола образца прозрачной MAS-керамики, изготовленного методом ЭИПС при темпера-
а
туре 1 300°C и давлении статической подпрессовки 100 МПа. Анализ структурной морфологии, выполненный по результатам СЭМ, показал преимущественно транскристаллитный характер разрушения керамики, свидетельствующий о высокой прочности и качестве межзеренных границ. Средний размер зерен остался в субмикронном диапазоне и составил 948 нм. Поры на микрофотографиях образцов обнаружены не были.
На рис. 5, б представлена экспериментальная рентгеновская дифракто-грамма керамики MgAl2O4. Полученная керамика состоит из стехиометри-ческой алюмомагниевой шпинели (PDF #00-021-1152). По данным РФА были определены средний размер областей когерентного рассеяния (471 нм), свидетельствующий о среднем размере кристаллитов в керамике, и относительные микронапряжения кристаллической решетки (0,000086 отн. ед.). Данные о среднем размере кристаллитов, полученные методом РФА, хорошо согласуются с результатами СЭМ и моделирования: при достижении беспористого состояния наблюдается 13-кратное увеличение линейных размеров кристаллитов после ЭИПС.
Ч - ч У а
f к « % %
V v ' . ' /v * w *
2 jjm 1
- Керамика MgAI-O..
со
(О (О S-m
Т ■ I* 1 г
PDF Card 01-074-1132
JLjl,
б
30 40 50 60 20, град.
Рис. 5. Микрофотография поверхности скола (а) и экспериментальная дифрактограмма керамики MgAh04 с повышенным фактором формы (б)
Спектры прямого пропускания и поглощения света в керамике MgAl204 в диапазоне длин волн от 200 до 1 100 нм представлены на рис. 6. Левая граница пропускания полученной керамики лежит в области 340 нм. Пропускание образцов в ультрафиолетовой области спектра относительно низкое и не превышает 3%, в видимой области пропускание достигает 41%, в ближней ИК-области достигает 64%. Пропускание керамики на длине волны 600 нм составляет 29%. В видимой и ближней ИК-областях полученная MgAl204 керамика показывает относительно низкую оптическую плотность, значение которой на длине волны 600 нм составляет 1,22 см-1, что сопоставимо c керамиками аналогичного состава, полученными независимыми научными группами: 1,57 см-1 [15], 1,08 см-1 [16], 0,93 см-1 [17].
Рис. 6. Спектр пропускания (а) и спектр поглощения (б) керамики MgAkO4 с повышенным фактором формы
Измерение микротвердости проводили методом Виккерса при нагрузках 2,9, 4,9 и 50 Н. Значения микротвердости в исследуемом диапазоне нагрузок оставалось постоянным и составляло около 15,6 ± 0,5 ГПа, что хорошо согласуется с результатами [11]. В ходе измерения при нагрузке более 50 Н наблюдали образование отслоений и сколов материала вокруг отпечатка ин-дентора после снятия нагрузки. На рис. 7 представлены области разрушения поверхности исследуемых образцов вокруг отпечатка индентора при различных нагрузках.
Рис. 7. Изображения отпечатков пирамиды Виккерса после индентирования при нагрузке: а - 2,9 Н, б - 4,9 Н, в - 50 Н
Подобное явление наблюдали в работе [18] при индентировании монокристаллов Л120з и в работе [19] при изучении откольного разрушения поверхности прозрачной керамики на основе 2г02. Было установлено, что процесс откалывания носит вероятностный характер, зависит от степени внутренних механических напряжений в данном участке образца и объясняется релаксацией напряжений, накопленных при деформации в процессе индентирования.
Результаты измерения физико-механических характеристик (микротвердость по Виккерсу (Ну), трещиностойкость (Кю), предел прочности при сжатии (о), коэффициент Пуассона (V), модуль Юнга (Е), модуль сдвига (О)) представлены в табл. 2.
Таблица 2
Физико-механические характеристики прозрачной керамики MgAl2O4 в сопоставление с аналогичными материалами
Образец Ну, ГПа Кю, МПа-м1/2 а, ГПа V Б, ГПа О, ГПа
ММ§Лк04 15,6 ± 0,5 4,4 ± 0,4 1,37 ± 0,23 0,26 ± 0,01 278 ± 6 110 ± 2
[11] 17-18,5 2,62-2,71
[15] 14,7-15,1 1,1 1,07-1,26 - - -
[16] 16 - - - - -
[17] 10,3-16 1,6-2,6 - 0,25-0,28 266-286 -
[20] 15 2,03 1,35 0,25 300 -
[21] 12,9-16,5 - - 0,27-0,28 279-288 109-114
Микротвердость (15,6 ± 0,5 ГПа), модуль Юнга (278 ± 6 ГПа) и модуль сдвига (110 ± 2 ГПа) прозрачной МЛБ-керамики оказались несколько ниже (на величину до 16%) или сопоставимы с аналогичными характеристиками материалов, полученных методами горячего изостатического прессования [15, 17, 20] и ЭИПС [11, 16, 21], а трещиностойкость значительно выше (более чем на 62%). Предел прочности при сжатии (1,37 ± 0,23 ГПа) оказался сопоставим с аналогичной характеристикой прозрачной МЛБ-керамики, полученной методом горячего изостатического прессования [15, 20].
Заключение
В результате комплексной характеризации были определены основные структурные и реологические свойства коммерческого нанопорошка MgAl204. Методом электроимпульсного плазменного спекания изготовлена прозрачная керамика MgAl204, исследованы ее кристаллическая и микроструктура, оптические и физико-механические характеристики.
Показано, что построение поверхности уплотнения и отыскание оптимального пути повышения давления и температуры при электроимпульсном плазменном спекании на этой поверхности могут быть использованы для оптимизации режимов консолидации прозрачной МЛБ-керамики. Проведено верифицированное дискретно-элементное моделирование процессов упаковки и консолидации частиц нанопорошка MgAl204. Результаты модельных и натурных экспериментов показали, что выявленное сочетание температуры (1 300°С) и давления статической подпрессовки (100 МПа) является достаточным для получения беспористой структуры керамики и не приводит к избыточной рекристаллизации.
Показано, что прозрачная МЛБ-керамика с повышенным фактором формы (толщина 10 мм, диаметром 10 мм, отношение толщина к диаметру 1) может быть изготовлена методом электроимпульсного плазменного спекания в оптимальных режимах. Оптические и механические свойства образцов керамики сопоставимы с аналогами или превосходят их.
Список источников
1. Xiao Z., Yu S., Li Y. et al. Materials development and potential applications of transparent
ceramics: a review // Materials Science & Engineering R. 2020. Vol. 139. Art. 100518. doi: 10.1016/j.mser.2019.100518
2. Опарина И.Б., Колмаков А.Г., Севостьянов М.А. и др. Получение оптически прозрач-
ной ударостойкой керамики методами порошковой металлургии (обзор) // Материаловедение. 2018. № 10. С. 30-40. doi: 10.31044/1684-579X-2018-0-10-30-40
3. Лукин Е.С., Попова Н.А., Глазачев В.С. и др. Технология, свойства и применение оп-
тически прозрачной оксидной керамики: перспективы развития // Конструкции из композиционных материалов. 2015. № 3. С. 24-36.
4. Reimanis I., Kleebe H.J. A review on the sintering and microstructure development of trans-
parent spinel (MgAl2O4) // Journal of the American Ceramic Society. 2009. Vol. 92 (7). P. 1472-1480. doi: 10.1111/j.1551-2916.2009.03108.x
5. Patel P.J., Gilde G.A. Transparent armor materials: needs and requirements // Ceramic
Armor Materials by Design (Ceramic Transactions). 2002. Vol. 134. P. 573-586.
6. DiGiovanni A.A., Fehrenbacher L., Roy D.W. Hard transparent domes and windows from
magnesium aluminate spinel // Window and Dome Technologies and Materials IX. 2005. Vol. 5786. P. 56-63. doi: 10.1117/12.603953
7. Wang S.F., Zhang J., Luo D.W. et. al. Transparent ceramics: processing, materials and ap-
plications // Progress in Solid State Chemistry. 2013. Vol. 41. P. 20-54. doi: 10.1016/j.prog-solidstchem.2012.12.002
8. Shahbazi H., Tataei M., Enayati M.H. et. al. Structure-transmittance relationship in transparent
ceramics // Journal of Alloys and Compounds. 2019. Vol. 785. P. 260-285. doi: 10.1016/j.jallcom.2019.01.124
9. Krell A., Klimke J., Hutzler T. Transparent compact ceramics: Inherent physical issues //
Optical Materials. 2009. Vol. 31. P. 1144-1150. doi: 10.1016/j.optmat.2008.12.009
10. Dvilis E.S., Khasanov O.L., Gulbin V.N. et. al. Spark plasma sintering of Aluminum-Magnesium-Matrix Composites with Boron Carbide and Tungsten Nano-powder Inclusions: Modeling and Experimentation // JOM. 2016. Vol. 68 (3). P. 908-919. doi: 10.1007/s11837-015-1781-1
11. Sokol M., Halabi M., Kalabukhov S. et al. Nano-structured MgAl2O4 spinel consolidated by high pressure spark plasma sintering (HPSPS) // Journal of the European Ceramic Society. 2017. Vol. 37 (2). P. 755-762. doi: 10.1016/j.jeurceramsoc.2016.09.037
12. Niihara K., Morena R., Hasselman D.P.H. Evaluation of K1C of brittle solids by the indentation method with low crack-to-indent ratios // Journal of Materials Science Letter. 1982. Vol. 1. P. 13-16. doi: 10.1007/BF00724706
13. Paygin V., Dvilis E., Stepanov S. et al. Manufacturing optically transparent thick zirconia ceramics by spark plasma sintering with the use of collector pressing // Applied Sciences. 2021. Vol. 11 (3). Art. 1304. doi: 10.3390/app11031304
14. Ichikawa T. The assembly of hard spheres as a structure model of amorphous iron // Physica Status Solidi (A). 1975. Vol. 29 (1). P. 293-302. doi: 10.1002/pssa.2210290132
15. Jiang W., Cheng X., Xiong Z. et al. Bimodal grain structure effect on the static and dynamic mechanical properties of transparent polycrystalline magnesium aluminate (spinel) // Ceramics International. 2019. Vol. 45 (16). P. 20362-20367. doi: 10.1016/j.ceramint.2019.07.010
16. Bonnefont G., Fantozzi G., Trombert S. et al. Fine-grained transparent MgAkO4 spinel obtained by spark plasma sintering of commercially available nanopowders // Ceramics International. 2012. Vol. 38 (1). P. 131-140.
17. Gajdowski C., D'Elia R., Faderl N. et al. Mechanical and optical properties of MgAhO4 ceramics and ballistic efficiency of spinel based armour // Ceramics International. 2022. Vol. 48 (13). P. 18199-18211.
18. Nosov Yu.G., Derkachenko L.I. Aftereffect in microhardness testing of corundum // Technical Physics. 2003. Vol. 48 (10). P. 1354-1357. doi: 10.1134/1.1620135
19. Khasanov O.L., Dvilis E.S., Bikbaeva Z.G. et al. Relationship of optical properties and elasto-plastic characteristics of transparent spark plasma sintered YSZ ceramics // Journal of Ceramic Science and Technology. 2017. Vol. 8 (1). P. 161-168. doi: 10.4416/JCST2016-00105
20. Jiang W., Cheng X., Cai H. et al. Static and dynamic failure behavior of transparent poly-crystalline spinel (MgAl2O4) under compression/shear loading experiments // Materials Research Express. 2018. Vol. 6 (1). Art. 015204. doi: 10.1088/2053-1591/aae4ba
21. Sokol M., Kalabukhov S., Shneck R. et al. Effect of grain size on the static and dynamic mechanical properties of magnesium aluminate spinel (MgAl2O4) // Journal of the European Ceramic Society. 2017. Vol. 37 (10). P. 3417-3424. doi: 10.1016/j.jeurceram-soc.2017.04.025
References
1. Xiao Z., Yu S., Li Y. et al. Materials development and potential applications of transparent
ceramics: A review. Materials Science & Engineering R. 2020, 139, 100518. doi:org/ 10.1016/j.mser.2019.100518
2. Oparina I.B., Kolmakov A.G. Methods for obtaining transparent polycrystalline ceramics
from aluminum oxide (review article). Materialovedenie, 2018, 9, 30-40 (In Russian). doi: 10.31044/1684-579X-2018-0-10-30-40
3. Lukin E.S., Popova N.A., Glazachev V.S. et. al. Technology, properties and applications
of optically transparent oxide ceramics: prospects for development. Konstrukcii iz kompozitsionnix materialov. 2015, 3, 24-36 (In Russian).
4. Reimanis I., Kleebe H.J. A review on the sintering and microstructure development of trans-
parent spinel (MgAl2O4). Journal of the American Ceramic Society. 2009, 92 (7), 14721480. doi:org/10.1111/j.1551-2916.2009.03108.x
5. Patel P.J., Gilde G.A. Transparent armor materials: needs and requirements. Ceramic Armor
Materials by Design (Ceramic Transactions). 2002, 134, 573-586.
6. DiGiovanni A.A., Fehrenbacher L., Roy D.W. Hard transparent domes and windows from
magnesium aluminate spinel. Window and Dome Technologies and Materials IX, 2005, 5786, 56-63. doi:org/10.1117/12.603953
7. Wang S.F., Zhang J., Luo D.W. et. al. Transparent ceramics: processing, materials and
applications. Progress in Solid State Chemistry. 2013, 41, 20-54. doi: org/10.1016/j.prog-solidstchem.2012.12.002
8. Shahbazi H., Tataei M., Enayati M.H. et. al. Structure-transmittance relationship in transpar-
ent ceramics. Journal of Alloys and Compounds. 2019, 785, 260-285. doi.org/10.1016/ j.jallcom.2019.01.124
9. Krell A., Klimke J., Hutzler T., Transparent compact ceramics: Inherent physical issues.
Optical Materials. 2009, 31, 1144-1150. doi: org/10.1016/j.optmat.2008.12.009
10. Dvilis E.S., Khasanov O.L., Gulbin V.N. et. al. Spark plasma sintering of Aluminum-Magnesium-Matrix Composites with Boron Carbide and Tungsten Nano-powder Inclusions: Modeling and Experimentation. JOM. 2016, 68 (3), 908-919. doi:org/10.1007/s11837-015-1781-1
11. Sokol M., Halabi M., Kalabukhov S. et al. Nano-structured MgAkO4 spinel consolidated by high pressure spark plasma sintering (HPSPS). Journal of the European Ceramic Society. 2017, 37 (2) 755-762. doi:org/10.1016/j.jeurceramsoc.2016.09.037
12. Niihara K., Morena R., Hasselman D.P.H. Evaluation of K1C of brittle solids by the indentation method with low crack-to-indent ratios. Journal of Materials Science Letter. 1982, 1, 13-16. doi:org/10.1007/BF00724706
13. Paygin V., Dvilis E., Stepanov S. et al. Manufacturing optically transparent thick zirconia ceramics by spark plasma sintering with the use of collector pressing. Applied Sciences. 2021, 11 (3), 1304. doi:org/10.3390/app11031304
14. Ichikawa T. The assembly of hard spheres as a structure model of amorphous iron. Physica status solidi (a). 1975, 29 (1), 293-302. doi:org/10.1002/pssa.2210290132
15. Jiang W., Cheng X., Xiong Z. et al. Bimodal grain structure effect on the static and dynamic mechanical properties of transparent polycrystalline magnesium alumínate (spinel). Ceramics International. 2019, 45 (16), 20362-20367. doi:org/10.1016/j.ceramint.2019.07.010
16. Bonnefont G., Fantozzi G., Trombert S. et al. Fine-grained transparent MgAkO4 spinel obtained by spark plasma sintering of commercially available nanopowders. Ceramics International. 2012, 38 (1), 131-140.
17. Gajdowski C., D'Elia R., Faderl N. et al. Mechanical and optical properties of MgAhO4 ceramics and ballistic efficiency of spinel based armour. Ceramics International. 2022, 48 (13), 18199-18211.
18. Nosov Yu.G., Derkachenko L.I. Aftereffect in microhardness testing of corundum. Technical Physics. 2003, 48 (10), 1354 - 1357. doi:org/10.1134/1.1620135
19. Khasanov O.L., Dvilis E.S., Bikbaeva Z.G. et al. Relationship of optical properties and elastoplastic characteristics of transparent spark plasma sintered YSZ ceramics. Journal of Ceramic Science and Technology. 2017, 8 (1), 161-168. doi:10.4416/JCST2016-00105
20. Jiang W., Cheng X., Cai H. et al. Static and dynamic failure behavior of transparent polycrystalline spinel (MgAl2O4) under compression/shear loading experiments. Materials Research Express. 2018, 6 (1), 015204. doi:org/10.1088/2053-1591/aae4ba
21. Sokol M., Kalabukhov S., Shneck R. et al. Effect of grain size on the static and dynamic mechanical properties of magnesium aluminate spinel (MgAkO4). Journal of the European Ceramic Society. 2017, 37 (10), 3417-3424. doi:org/10.1016/j.jeurceramsoc.2017.04.025
Сведения об авторах:
Двилис Эдгар Сергеевич - доктор физико-математических наук, старший научный сотрудник НОИЦ «Наноматериалы и нанотехнологии» Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Хасанов Олег Леонидович - профессор, доктор технических наук, профессор отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected] Деулина Дарья Евгеньевна - аспирант отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Степанов Сергей Александрович - кандидат физико-математических наук, доцент отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected] Шевченко Иван Николаевич - аспирант отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Хуан Фули - аспирант отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Валиев Дамир Талгатович - доцент, кандидат физико-математических наук, доцент отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected] Толкачёв Олег Сергеевич - научный сотрудник НОИЦ «Наноматериалы и нанотехнологии» Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected] Илела Алфа Эдисон - кандидат технических наук, доцент отделения материаловедения инженерной школы новых производственный технологий Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Пайгин Владимир Денисович - кандидат технических наук, научный сотрудник НОИЦ «Наноматериалы и нанотехнологии» Томского политехнического университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Вклад авторов: все авторы сделали эквивалентный вклад в подготовку публикации. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Information about the authors:
Dvilis Edgar S. - Ph.D., Senior Researcher, Research Center «Nanomaterials and Nanotech-nologies», Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Khasanov Oleg L. - Prof., Ph.D., Professor, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Deulina Daria E. - Postgraduate Student, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Stepanov Sergei A. - Ph.D., Associate Professor, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Shevchenko Ivan N. - Postgraduate Student, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Huang Fuli - Postgraduate Student, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Valiev Damir T. - Ph.D., Associate Professor, Division for Materials Science, School of Advanced Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Tolkachev Oleg S. - Researcher, Research Center «Nanomaterials and Nanotechnologies»,
Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Ilela Alfa E. - Ph.D., Associate Professor, Division for Materials Science, School of Advanced
Manufacturing Technologies, Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: alfaedi-
Paygin Vladimir D. - Ph.D., Researcher, Research Center «Nanomaterials and Nanotechnol-ogies», Tomsk Polytechnic University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected]
Contribution of the authors: the authors contributed equally to this article. The authors declare no conflicts of interests.
Статья поступила в редакцию 23.12.2023; принята к публикации 16.04.2024 The article was submitted 23.12.2023; accepted for publication 16.04.2024
