CC BY
2
Просьба ссылаться на эту статью в русскоязычных источниках следующим образом:
Мартынов Р.С., Пак А.Я., Волокитин О.Г., Никитин Д.С., Ларионов К.Б., Поваляев П.В., Гумовская А.А., Болатова Ж., Васильева Ю.З. Синтез порошка карбида бора безвакуумным электродуговым методом и получение объемной керамики методом искрового плазменного спекания // Вестник ПНИПУ. Машиностроение. Материаловедение. -2023. - Т. 25, № 3. - С. 65-76. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.07
Please cite this article in English as:
Martynov R.S., Pak А.Уа., Volokitin О.О., Nikitin D.S., Larionov K.B., Gumovskaya A.A., Povalyaev P.V., Bolatova Zh., Vassilyeva Yu.Z. Advanced vacuumless arc plasma synthesis of boron carbide powders and bulk ceramics spark plasma sintering. Bulletin of PNRPU. Mechanical engineering, materials science. 2023, vol. 25, no. 3, pp. 65-76. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.07
ВЕСТНИК ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение
Т. 25, № 3, 2023 Bulletin PNRPU. Mechanical engineering, materials science
http://vestnik.pstu.ru/mm/about/inf/
Научная статья
DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.07 УДК 621.762.4
11 7 1 1
Р.С. Мартынов', А.Я. Пак', О.Г. Волокитин2, Д.С. Никитин', К.Б. Ларионов', П.В. Поваляев1, А.А. Гумовская1, Ж. Болатова1, Ю.З. Васильева1
''Томский политехнический университет, Томск, Российская Федерация 2Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, Российская Федерация
СИНТЕЗ ПОРОШКА КАРБИДА БОРА БЕЗВАКУУМНЫМ ЭЛЕКТРОДУГОВЫМ МЕТОДОМ И ПОЛУЧЕНИЕ ОБЪЕМНОЙ КЕРАМИКИ МЕТОДОМ ИСКРОВОГО ПЛАЗМЕННОГО СПЕКАНИЯ
Реализован синтез порошка карбида бора в плазме дугового разряда постоянного тока. Дуговой разряд инициируется в открытой воздушной среде в объеме полого графитового тигля, что является особенностью метода. Синтез карбида бора в рассматриваемой системе возможен благодаря эффекту самоэкранирования реакционного объема потоком газов диоксида углерода и монооксида углерода. В результате оптимизационных процессов синтеза установлены зависимости влияния фазового состава продукта от количества подведенной энергии и от массы исходного сырья. Удалось синтезировать карбид бора B4C в количестве ~1,2 г с использованием в качестве исходного сырья стехиометрической смеси порошка аморфного бора и ультрадисперсного углерода в цикле работы электродугового реактора длительностью 40-50 с, что соответствует энергоемкости процесса синтеза 130-160 кДж/г. Продукт синтеза содержит частицы карбида бора как микронного, так и субмикронного диапазонов (с максимумом распределения около 200-500 нм). Субмикронные частицы карбида бора характеризуются морфологией типа «оболочка - ядро», оболочка частицы представлена фазой графита. Из синтезированного порошка методом искрового плазменного спекания получены объемные образцы керамики, которые характеризуются твёрдостью 19,5 ГПа и плотностью 2,359 г/см3. Эти результаты позволяют считать, что карбид бора, полученный безвакуумным электродуговым методом и затем консолидированный методом искрового плазменного спекания, характеризуется качеством, сравнимым с материалами, полученными другими методами. При этом синтезированный порошок характеризуется повышенной окислительной стойкостью в воздушной среде, судя по данным дифференциального термического анализа, что можно объяснить наличием графитовой оболочки частиц.
Ключевые слова: карбид бора, безвакуумный метод, плазма, дуговой разряд, воздушная среда, керамика, искровое плазменное спекание, твердость, плотность, дифференциальный термический анализ.
R.S. Martynov1, A.Ya. Pak1, O.G. Volokitin2, D.S. Nikitin1, K.B. Larionov1, A.A. Gumovskaya1, P.V. Povalyaev1, Zh. Bolatova1, Yu.Z. Vassilyeva1
1Tomsk Polytechnic University, Tomsk, Russian Federation 2Tomsk State University of Architecture and Civil Engineering, Tomsk, Russian Federation
ADVANCED VACUUMLESS ARC PLASMA SYNTHESIS OF BORON CARBIDE POWDERS AND BULK CERAMICS SPARK PLASMA SINTERING
In this work, the synthesis of boron carbide powder in a DC arc discharge plasma is realized. The arc discharge is initiated in an open-air environment in the volume of a hollow graphite crucible, which is a feature of the method. The synthesis of boron carbide in the system under consideration is possible due to the effect of self-shielding of the reaction volume by a flow of carbon dioxide and carbon monoxide gases. As a result of optimization synthesis processes, dependences of the influence of the phase composition of the product on the amount of energy supplied and on the mass of the feedstock were established. It was possible to synthesize boron carbide B4C in an amount of ~1.2 g and using a stoichiometric mixture of amorphous boron powder and ultrafine carbon as a feedstock in an electric arc reactor operation cycle of 40-50 s, which corresponds to the energy intensity of the synthesis process 130-160 kJ/g. The synthesis product contains boron carbide particles of both micron and submicron ranges (with a maximum distribution of about 200-500 nm). Submicron particles of boron carbide are characterized by a morphology of the "core-shell" type, the particle shell is a graphite phase. Bulk ceramic samples were obtained from the synthesized powder by spark plasma sintering, which are characterized by a hardness of 19,5 GPa and density of 2,359 g/cm3 obtained materials by other methods. At the same time, the synthesized powder is characterized by enhanced oxidative resistance in air, according to the data of differential thermal analysis, which can be explained by the presence of a graphite shell of particles.
Keywords: boron carbide, vacuumless method, plasma, arc discharge, open-air environment, ceramics, spark plasma sintering, hardness, density, differential thermal analysis.
Введение
Карбид бора является важным сверхтвердым, тугоплавким материалом, применяемым в различных областях [1]. Карбид бора характеризуется согласно известной диаграмме состояний широкой областью гомогенности (отклонения от стехиомет-рического состава значительные - в интервале ~9 до ~24 ат.% С). В отличие от других керамических материалов, карбид бора обладает относительно низкой плотностью ~2,52 г/см3. Согласно проведенным ранее исследованиям, карбид бора характеризуется твердостью до 48,5 ГПа, температурой плавления в интервалах от 2620 до 2740 К, высокой стойкостью к химически активным средам [2-4].
Синтез карбида бора осуществляется различными методами и подходами: карботермическое восстановление оксида бора в печах различной конструкции [5; 6], генерация высокоинтенсивных ионных и электронных пучков [7; 8], использование плазмотронной техники [3; 9], механосинтез [10], самораспространяющийся высокотемпературный синтез [11] и др. Одним из важных методов синтеза материалов на основе карбида бора является использование электродуговых систем [1214]. Применение плазмы дугового разряда является важным преимуществом электродуговых методов ввиду достижения высоких температур, порядка нескольких тысяч градусов, а также высоких скоростей нагрева. Однако данные методы характеризуются и рядом известных недостатков: высокая энергоёмкость, загрязнение продуктов синтеза материалом электродов, потеря массы при испарении исходного сырья, низкий выход продукта синтеза при эрозионной наработке материала, необходимость применения дорогостоящих вакуумных сис-
тем, сложность масштабирования процесса. В последние несколько лет развитие электродуговых методов пошло по пути использования открытого воздуха в качестве буферного газа плазменного электродугового синтеза. Такой подход позволяет отказаться от дорогостоящих вакуумных систем, повысить энергоэффективность процесса синтеза, увеличить производительность, упростить методику и установку для синтеза [15-23]. Метод основан на поглощении кислорода в реакционной зоне и его выделении в виде монооксида и диоксида углерода; обычно метод используется для синтеза только углеродных материалов, чаще всего углеродных нанотрубок [24]. В наших предыдущих работах уже была показана возможность синтеза микро- и наночастиц карбидов кремния, карбидов металлов в самоэкранирующейся газовой среде безвакуумным методом [25; 26]. Однако не были исследованы процессы получения карбида бора, не были оптимизированы процессы синтеза карбида бора, не определены возможности использования порошков карбида бора, полученных безвакуумным электродуговым методом, в качестве сырья для спекания объемных керамических образцов.
В данной работе безвакуумным электродуговым методом был получен порошок карбида бора, который по данным рентгеновской дифрактомет-рии сравним по чистоте с коммерческим порошком карбида бора. При этом за один рабочий цикл системы продолжительностью 40-50 с было получено до 1,2 г продукта при энергоёмкости 130-160 кДж/г (по массе исходного сырья). Полученный порошок характеризуется температурой максимальной скорости протекания реакции окисления ~752 °С, что выше аналогичной характеристики для образца
сравнения - коммерческого порошка карбида бора. Полученный материал был консолидирован методом искрового плазменного спекания. Видно, что полученный карбид бора характеризуется твёрдостью до 1953 НУ при плотности ~2,36 г/см3, что близко к значениям аналогичных характеристик материалов, полученных другими авторами.
Материалы и методы
Серии экспериментов проводились на лабораторном электродуговом реакторе [27]. В качестве анода и катода использовались графитовые стержни с диаметром 8 мм и длиной 100 мм. Электроды подключались к сварочному источнику постоянного тока, настроенному на силу тока разрядного контура 200 А. Напряжение холостого хода источника оставило ~80 В. Исходная смесь аморфного бора (марка Б-99А, чистота 99 %, размер частиц 5-20 мкм) и рентгеноаморфного углерода (марка «Сибунит», чистота 99 %) в атомном соотношении В:С=4:1 закладывалась в графитовый тигель и равномерно распределялась по его дну, а затем накрывалась графитовым войлоком. В графитовом тигле выполнены два отверстия, в которые горизонтально входят анод и катод. Катод закреплен неподвижно, анод перемещается горизонтально при помощи винтового линейного привода, образуя разрядный промежуток величиной 0,51,0 мм. В процессе горения дугового разряда выделяется тепловая энергия, возрастает температура, исходное сырье и графитовый тигель нагреваются. В соответствии с диаграммой состояний «бор -углерод» происходит синтез карбида бора. Было проведено две серии экспериментов: в первой серии при массе исходного сырья 0,5 г, силе тока разрядного контура 200 А изменялось время поддержания дугового разряда от 10 до 50 с для управления количеством подведенной энергии, во второй серии увеличивалась масса исходного сырья при заданном количестве подведенной энергии для оценки максимального количества продукта синтеза, получаемого при используемых параметрах разрядного контура. Сила тока, равная 200 А, выбрана по итогам проведенных ранее серий экспериментов, посвященных синтезу карбида кремния используемым безвакуумным электродуговым методом [25].
В рабочем цикле дугового реактора измерялась температура внешней стенки графитового тигля при помощи пирометра ВепйесИ вМ 1850. Энергетические параметры процесса анализировались путем регистрации напряжения на дуговом разряде и измерения силы тока; полученные данные использованы для расчета кривой мощности,
интегрированием которой по времени оценивалось количество подведенной энергии.
Для организации защитной атмосферы не используется вакуумное или газовое оборудование, процесс реализуется в автономной газовой среде, так как при инициировании и горении дугового разряда поглощается кислород и выделяется монооксид углерода, который затем доокисляется до диоксида углерода; эти газы экранируют реакционный объем от кислорода воздуха и предотвращают окисление продуктов синтеза. Этот эффект более подробно рассмотрен в ранее опубликованных работах [25-27].
Полученный материал извлекался из тигля после того, как удалялась углеродная прокладка и продукты эрозии анода в виде порошка графита, а также катодного депозита. Продукт синтеза анализировался методом рентгеновской дифрактомет-рии (Shimadzu XRD 7QQQs, X=1,54Q6Q Â), растровой электронной микроскопии с энергодисперсионным анализом (Tescan Vega 3 SBU с приставкой Oxford X-Max 5Q), просвечивающей электронной микроскопии (JEOL JEM 21QQ F). Исследование термического разложения полученного образца карбида бора осуществляли с помощью дифференциального термического анализатора Netzsch STA 449 F3 Jupiter (Netzsch, Germany). Анализ проводился при скорости нагрева 1Q °С/мин в корундовом тигле с перфорированной крышкой до температуры 1QQQ °С с целью полного его окисления. Образец массой ~5,6 мг распределялся равномерно по дну тигля и помещался в поток окислительной среды (воздух). Скорость газового потока составляла 15Q мл/мин. Все исследования проводились в условиях атмосферного давления. Серия полученных образцов с наибольшим содержанием карбида бора перемалывалась в шаровой мельнице (Spex Mixer Mill 8QQQM SamplePrep) с использованием стакана из нитрида кремния и одного шара из нитрида кремния. Помолотый материал спекался методом искрового плазменного спекания с использованием установки Spark Plasma Sintering System SPS 515S, SPS Syntex, Япония и SPS - 1Q - 4 Advanced Technology, США (при давлении 6Q МПа, температуре 18QQ °С, выдержке 1Q мин и скорости нагрева 1QQ °С/мин в пресс-форме диаметром 12,7 мм). Проводилась полная металлографическая подготовка полученных керамических объемных образцов. Образцы шлифовали (алмазные шлифовальные диски 54, 18, 6, 3 ^m), а затем полировали полировальными тканями 3; 1; Q,25 ^m и соответствующими алмазными суспензиями и смазкой на шлифовально-полировальной машине Forcipol 1V. Измерения твёрдости керамики производились
методом Виккерса с помощью твердометра Galileo Durometer Isoscan HV2 OD microhardness tester при нагрузке 1 кг. Для сравнения характеристик полученного карбида бора при аналогичных параметрах спекался образец коммерческого порошка карбида бора B4C (Heepani Corp., Китай), и при аналогичных условиях также определялись его характеристики.
Результаты и их обсуждение
На рис. 1 представлены типичные осциллограммы рабочего цикла дугового реактора, зависимость количества подведенной энергии от времени (при предустановленной силе тока источника 200 А), зависимость температуры на внешней стенке тигля от времени, а также фотография, иллюстрирующая процесс синтеза. Видно, что в рабочем режиме при средней мощности не более 6,0 кВт за время не более 60 с выделяется до ~275 кДж энергии. При этом температура на внешней стенке тигля достигает —1600 °С, что считается достаточным для синтеза карбида бора.
В работе был выполнен анализ массового баланса основных элементов системы. В ходе горения дугового разряда анод теряет массу в среднем
со скоростью 7,3 мг/кДж. Явление потери массы анода ввиду процессов испарения, окисления и эрозии является изученным и не требует дополнительного обсуждения [24]. Эродированная масса графита преимущественно оседает на катоде, частично оседает на внутренней поверхности графитового тигля. Графитовый тигель теряет в процессе его нагрева в воздушной среде до 0,002 % массы (30 мг) при максимальных энергетических параметрах, что соответствует удельному износу (расходу) 0,11 мг/кДж. В ходе операций загрузки, разгрузки, плазменной обработки происходит потеря массы порошка, которая составляет от 7 до 31 % при увеличении времени поддержания дугового разряда от 10 до 50 с. Причина потери массы порошкового продукта при различных режимах работы дугового реактора может объясняться тем, что в момент инициации дугового разряда, а также при первых секундах его горения бор может окислиться и частично испариться, углерод может вступать в реакцию с кислородом, формируя газы СО и СО2, поскольку синтез происходит в открытой системе, и до момента достижения эффекта экранирования исходные реагенты контактируют с кислородом воздуха в условиях высоких температур [28].
50 100 150 200 250 300 350 400 Time, s
■
2.......д
б
а
в
г
Рис. 1. Типичные осциллограммы тока г'(?) и напряжения м(?) (а); расчетные зависимости мощностир(?) и количества подведенной энергии м>(1) (б); зависимость температуры внешней стенки катода от времени Т(?) (в); фотография электродного узла дугового реактора (г): 1 - анод, 2 - катод, 3 - держатель тигля, 4 - тигель, 5 - газоотводная трубка
Л 50 s
1 . / = 30 s
10 s
!ЬОз
В4С II с 1 И И Mil Mill III
^aJ mJ
__J. m= 1,5 g
B4C III ! U ;i. .11 1 П II".] III! HI (
10
20
30
40
50 29, deg.
60
70
80
90
10
20
30
40
50 29, deg.
60
70
80
90
а б
Рис. 2. Типичные картины рентгеновской дифракции продуктов синтеза: а - в серии с изменением времени плазменной обработки; б - в серии с изменением массы исходного сырья
На рис. 2 представлены типичные картины рентгеновской дифракции, снятые с образцов, полученных при изменении времени поддержания дугового разряда.
Однозначно можно идентифицировать две основные фазы: карбид бора В4С и графит С, а также фазу оксида бора В2О3, положения максимумов которых обозначены на дифрактограммах. Установлено, что при времени поддержания дугового разряда в диапазоне от 10 до 30 с исходное сырье перерабатывается не полностью. С увеличением времени поддержания дугового разряда до 40-50 с и более главной фазой становится карбид бора. Помимо карбида бора в продукте синтеза присутствует графит, о чем свидетельствует максимум в области 26,4 град. Кроме того, в продуктах синтеза присутствует оксид бора, доля которого при увеличении времени поддержания дугового разряда от 10 до 50 с уменьшается с 8,77 до 0 %. Это говорит о том, что при малом времени воздействия защитная газовая среда, состоящая преимущественно из монооксида и диоксида углерода, не успевает сформироваться и полностью заполнить реакционную зону. Следовательно, можно утверждать, что эффект самоэкранирования имеет место лишь при длительном времени поддержания дугового разряда (более 40 с при силе тока 200 А). Таким образом, установлено, что при обработке исходной смеси, содержащей аморфный бор и рент-геноаморфный углерод, в течение 40-50 с при силе тока источника питания 200 А достигается эффект самоэкранирования реакционной зоны от кислорода воздуха и доминирующей фазой в продукте является карбид бора В4С, следовательно, такие условия достаточны для синтеза.
После определения минимального количества удельной энергии для синтеза материала на основе карбида бора была проведена серия опытов с увеличением массы исходного сырья. При проведении качественного анализа были идентифицированы фазы, близкие к эталонным из международной базы данных РБР4+: 35-798 - карбид бора В4С (пространственная группа Я-3ш, ромбоэдрическая син-гония); 1-640 - графит С (гексагональная синго-ния). Типичные картины рентгеновской дифракции представлены на рис. 2, б. Видно, что соотношение интенсивностей главного дифракционного максимума карбида бора к максимуму графита (002) с ростом массы исходного сырья увеличивается (1021(В4С)/1002(С) = 0,75 при 10 с; Ы^СУЫС) = = 1,95 при 50 с). Это явление можно объяснить тем, что при загрузке исходного сырья, его плазменной обработке и извлечении в продукт синтеза попадает примерно одинаковое количество избыточного графита. При этом, чем больше масса исходного сырья и продукта синтеза, тем меньшую долю в нем занимает примесная фаза графита, масса которой практически неизменна. В результате серии экспериментов установлено, что наибольшее количество исходного сырья, которое можно обработать плазмой за один рабочий цикл (при используемых параметрах разрядного контура, в частности, габаритных размерах графитовых тиглей), составляет 1,5 г.
На рис. 3 представлены результаты растровой электронной микроскопии типичного полученного образца карбида бора и коммерческого образца карбида бора. По данным растровой электронной микроскопии синтезированный порошок преимущественно состоит из агломератов частиц с размерами до 50-100 мкм (рис. 3, а, б), которые, в свою
очередь, состоят из отдельных субмикронных и микронных кристаллов. Кристаллы характеризуются неправильной формой с округлыми краями, при этом мелкие частицы имеют хлопьевидную форму. Следует отметить, что среди примесей присутствуют магний, алюминий, кремний. Присутствие магния может быть следствием его использования в процессах производства бора. Присутствие кремния и алюминия в совокупности с кислородом может свидетельствовать о наличии незначительных примесей широко распространённых в природе соединений: оксидов кремния и алюминия. Морфология частиц образца коммерческого порошка карбида бора и его состав отличаются от синтезированного. Образец коммерческого порошка карбида бора преимущественно состоит из частиц с размерами до ~10—20 мкм. Следует отметить, что присутствуют и отдельные частицы с размерами до 70-100 мкм, более светлые на снимках в режиме фазового контраста, которые по данным анализа химического состава содержат кислород, алюминий, кремний, железо (табл. 1). Таким образом, можно сделать вывод о наличии в коммерческих образцах примесей в виде оксидов кремния, алюминия, железа, других элементов, что определяет относительно высокое локальное содержание кислорода и неравномерность его распределения в образце.
В обоих типах образцов атомное соотношение бора к углероду ниже, чем стехиометрическое для фазы В4С. Это можно объяснить значительными погрешностями полуколичественных анализов по лёгким элементам при проведении энергодисперсионного анализа, наличием углерода в скотче,
на котором фиксируется проба, наличием фазы графита в продуктах синтеза (для синтезированных в данной работе образцов).
На рис. 4 представлены типичные результаты просвечивающей электронной микроскопии полученного образца карбида бора. Основная доля частиц субмикронной фракции находится в диапазоне размеров от 200 до 500 нм (рис. 4, а, г).
Согласно результатам, частицы характеризуются неправильной формой с признаками огранки. На соответствующей картине дифракции электронов (8ЛББ) можно идентифицировать несколько десятков дифракционных максимумов. Расшифровка 8ЛББ показывает хорошее соответствие структуры эталону фазы карбида бора В4С (табл. 2). На снимке в режиме прямого разрешения видно, что частицы характеризуются структурой типа «оболочка - ядро». В оболочке содержится несколько десятков атомных слоев с межплоскостным расстоянием ~3,46 А, что соответствует структуре графита. В ядре можно идентифицировать межплоскостные расстояния —4,51 А и —4,10 А, которые соответствуют структуре карбида бора. Картирование химического состава подтверждает, что рассматриваемые частицы содержат бор и углерод. Можно утверждать однозначно, что рассматриваемые частицы представляют фазу карбида бора. Структура «оболочка - ядро», вероятно, может быть образована из-за разницы в температурах плавления материала ядра и коры [29]. Наличие структуры типа «оболочка - ядро» типично для электродуговых методов синтеза карбидов металлов и неметаллов, в частности, карбидов бора [14; 30].
Таблица 1
Химический состав образов по данным энергодисперсионного анализа
Параметр В, ат. % С, ат. % О, ат. % Л1, ат. % Б1, ат. % Примеси ат. %
В4С синтезированный 69,1 ± 9,5 26,5 ± 6,9 2,4 ± 1,9 - - <2,0
В4С коммерческий 49,5 ± 23,9 34,5 ± 19,9 10,7 ± 14,3 1,9 ± 8,1 1,1 ± 3,7 <2,3
б
а
в
г
Рис. 3. Типичные снимки с растрового электронного микроскопа синтезированного порошка карбида бора (а, б) и коммерческого порошка карбида бора (в, г)
д
Рис. 4. Результаты просвечивающей электронной микроскопии полученного порошка карбида бора: а - светлопольный снимок просвечивающей электронной микроскопии; б - соответствующая картина дифракции электронов; в - снимок кристаллической решетки, снятый в режиме прямого разрешения; г - светлопольный снимок, снятый в режиме сканирующей-просвечивающей электронной микроскопии; д - карта распределения бора; е - карта
распределения углерода
Таблица 2
Сравнение эталонных межплоскостных расстояний и экспериментально определенных по данным БЛЕЭ
№ п/п Эталон B4C Эталон C Рис. 4, a
d, А d, А d, А
1 4,518 - 4,50
2 4,047 - 4,09
3 3,797 - 3,85
4 - 3,430 3,51
5 2,810 - 2,90
6 2,575 - 2,59
7 2,386 - 2,42
8 1,898 - 1,87
9 1,819 - 1,79
10 1,761 - 1,76
11 1,719 - 1,69
12 1,622 - 1,61
13 1,573 - 1,56
14 1,506 - 1,51
Одной из важных характеристик сверхтвердых материалов является окислительная стойкость в воздушной среде. На рис. 5, а, представлены результаты дифференциального термического анализа полученного порошка карбида бора. При нагревании синтезированного карбида бора идентифицируется в явном виде один экзотермический рефлекс. Выделение тепла связано с набором массы (термическим преобразованием образца) в диапазоне температур 685-820 °С. Максимальная скорость реакции (^тах = 10 мг/мин) соответствует
температуре ~752 °С. В ходе процесса термического преобразования прирост массы образца составил 91,5 % ввиду окисления карбида бора с образованием оксида бора. Также процесс окисления характеризуется выделением СО2 (согласно анализу данных ионных токов (m/z = 44)). Образование диоксида углерода связано с окислением карбида бора и графита:
В4С + 402 = 2В2О3 + СО2 2С + О2 = 2СО2.
г
е
Для сравнения также проведен дифференциальный термический анализ коммерческого порошка карбида бора (рис. 5, б). Процесс также сопровождается набором массы с выделением тепла. Начальная температура окисления Т коммерческого порошка составляет ~510 °С. Максимальная скорость протекания реакции окисления (^шах = = 3,4 мг/мин) соответствует температуре ~572 °С.
Полученные результаты дифференциального термического анализа также согласуются с известными литературными данными: в работах [31; 32] окисление карбида бора происходит в интервале температур 600-800 °С. Также по данным дифференциального термического анализа установлено, что синтезированный порошок окисляется при более высокой температуре, чем коммерческий. Это
может быть объяснено наличием графитовой оболочки частиц [14; 30], а также наличием поверхностного оксидного слоя, сдвигающих окислительные процессы при термическом анализе в зону более высоких температур. По данным дифференциального термического анализа установлено, что прирост массы значительно больше у синтезированного материала, чем у коммерческого. Анализируя уравнения химической реакции окисления карбида бора, можно предположить, что фактически был получен карбид бора с атомарным соотношением В:С существенно большим, чем 4:1, что возможно ввиду широкой области гомогенности карбида бора. При этом достоверно определить в настоящих условиях фактическое соотношение атомов бора и углерода не представляется возможным.
Temperature,
а б
Рис. 5. Данные дифференциального термического анализа синтезированного порошка карбида бора (а) и коммерческого карбида бора (б). Скорость нагрева 10 °С/мин. Среда - воздух (150 мл/мин)
10 20 30 40 50 60 70 26. deg.
г
д
Рис. 6. Типичные картины рентгеновской дифракции порошков карбида бора и спеченных из них объемных керамических образцов (а, г), а также соответствующие снимки шлифов поверхностей объемных керамических образцов (б, в - спеченных с использованием коммерческого порошка карбида бора; д, е - спеченных
с использованием синтезированного порошка карбида бора)
б
а
в
е
Синтезированный порошок карбида бора и коммерческий порошок карбида бора использовались для изготовления объемных керамических образцов методом искрового плазменного спекания. Спекание производилось при температуре 1800 °С, давлении 60 МПа в течение 10 мин со скоростью нагрева 100 °С/мин. Такие параметры спекания типичны для получения образцов карбида бора в ряде работ [11; 33].
На рис. 6, а, г, представлены рентгеновские дифрактограммы синтезированного порошка карбида бора и спеченного из него объемного образца, а также коммерческого порошка и спеченного из него образца. Однозначно идентифицируется на всех картинах дифракции фаза карбида бора В4С. В образцах, полученных из синтезированного электродуговым методом порошка, также содержится фаза графита.
В результате спекания были получены керамические образцы диаметром 12,8 мм и высотой 2,77 мм (объемом 0,356 см3), плотность образца, спеченного из синтезированного порошка, составила 2,359 г/см3, спеченного из коммерческого порошка - 2,490 г/см3 (при теоретической плотности 2,52 г/см3, без поправки плотности на наличие примесей). Твердость образца, спеченного из синтезированного порошка, составила 19,5 ГПа, спеченного из коммерческого порошка - 31,0 ГПа. Сравнение твердости спеченных образцов с литературными данными представлено в табл. 3. Твёрдость образца, полученного из синтезированного порошка, ниже, чем измеренная твердость образца, полученного из коммерческого порошка. Также для спеченной из синтезированного порошка керамики больше и среднеквадратичное отклонение в серии измерения твёрдости (не менее 20 точек), что можно объяснить неоднородностью в структуре образца: наличием пор, наличием примесной фазы графита (рис. 6, б-е). В целом при сравнении параметров спеченного из синтезированного порошка образца с литературными данными можно отметить, что твёрдость и плотность полученного керамического образца находится в диапазоне средних значений этих величин, полученных авторами других работ при исследовании свойств керамики на основе карбида бора, полученного различными методами [1; 11; 33-37].
Заключение
В данной работе описан проведенный впервые комплекс работ по оптимизации процессов безвакуумного электродугового синтеза порошков карбида бора с его последующим спеканием и сравнением характеристик с коммерческим анало-
гом. Особенностью используемого электродугового метода является его реализация в открытой воздушной среде в условиях генерации газов СО и СО2 в реакционной зоне, которые предотвращают окисление карбида бора кислородом воздуха. Было установлено, что для получения карбида бора необходимо обрабатывать электродуговой плазмой стехиометрическую смесь аморфного бора и углерода в графитовом тигле в течение 40-50 с при силе тока 200 А. Продукт синтеза содержит примесную фазу графита, относительное содержание которой можно понизить, увеличивая массу исходного сырья. Энергоемкость процесса синтеза порошка на основе карбида бора и графита составила 130-160 кДж/г (по массе исходного сырья). За один рабочий цикл работы дугового реактора длительностью менее 1 мин можно синтезировать до 1,2 г порошка. Продукт синтеза содержит микронную и субмикронную фракции. Субмикронные частицы карбида бора покрыты графитовой оболочкой, что типично для электродуговых методов синтеза карбидов металлов и неметаллов. Согласно исследованию окислительных процессов, максимальная скорость окисления синтезированного порошка соответствует температуре 752 °С, что выше в сравнении с характеристиками коммерческого порошка и характеристикам ряда порошков карбида бора, полученных другими методами. Спеченные объемные керамические образцы характеризуются твёрдостью ниже, чем полученные с использованием коммерческого порошка карбида бора, но при этом твёрдость синтезированных и спеченных образцов находится на среднем уровне диапазона значений твёрдости образцов, полученных в других работах.
Библиографический список
1. Synthesis and characterization of B13C2 boron carbide ceramic by pulsed electric current sintering / S. Zhang [et al.] // Ceram. Int. Elsevier. - 2012. - Vol. 38, no. 2. - P. 895-900.
2. Roy T.K., Subramanian C., Suri A.K. Pressureless sintering of boron carbide // Ceram. Int. Elsevier. - 2006. -Vol. 32, no. 3. - P. 227-233.
3. Synthesis and characterization of aluminum oxide-boron carbide coatings by air plasma spraying / A. Datye [et al.] // Ceram. Int. Elsevier. - 2010. - Vol. 36, no. 5. -P. 1517-1522.
4. Thevenot F. Boron carbide - a comprehensive review // J. Eur. Ceram. Soc. Elsevier. - 1990. - Vol. 6, no. 4. - P. 205-225.
5. Low-temperature synthesis of boron carbide powder from condensed boric acid-glycerin product / M. Kakiage [et al.] // Mater. Lett. Elsevier. - 2011. -Vol. 65, no. 12. - P. 1839-1841.
6. Synthesis of boron carbide powder in relation to composition and structural homogeneity of precursor using condensed boric acid-polyol product / M. Kakiage [et al.] // Powder Technol. Elsevier. - 2012. - Vol. 221. - P. 257-263.
7. Thermoelectric properties of boron-carbide thin film and thin film based thermoelectric device fabricated by intense-pulsed ion beam evaporation / S. Sasaki [et al.] // Sci. Technol. Adv. Mater. IOP Publishing. - 2005. - Vol. 6, no. 2. - P. 181-184.
8. Structure and Properties of the Surface Layer of B4C Ceramic Treated with an Intense Electron Beam / Y.F. Ivanov [et al.] // Inorg. Mater. Appl. Res. Springer. -2018. - Vol. 9, no. 3. - P. 437-441.
9. Synthesis of low carbon boron carbide powder using a minimal time processing route: Thermal plasma / A. Mishra [et al.] // J. Asian Ceram. Soc. Taylor & Francis. -2015. - Vol. 3, no. 4. - P. 373-376.
10. Deng F., Xie H.Y., Wang L. Synthesis of submicron B4C by mechanochemical method // Mater. Lett. Elsevier. - 2006. - Vol. 60, no. 13-14. - P. 1771-1773.
11. Room and high temperature flexural failure of spark plasma sintered boron carbide / O. Vasylkiv [et al.] // Ceram. Int. Elsevier. - 2016. - Vol. 42, no. 6. - P. 70017013.
12. R. Tu [et al.] Effect of microstructure on mechanical, electrical and thermal properties of B4C-HfB2 composites prepared by arc melting // J. Eur. Ceram. Soc. Elsevier. - 2016. - Vol. 36, no. 16. - P. 3929-3937.
13. Synthesis and consolidation of boron carbide: A review / A.K. Suri [et al.] // Int. Mater. Rev. Taylor & Francis. - 2010. - Vol. 55, no. 1. - P. 4-38.
14. Zhou D., Seraphin S., Withers J.C. Encapsulation of crystalline boron carbide into graphitic nanoclusters from the arc-discharge soot // Chem. Phys. Lett. Elsevier. -1995. - Vol. 234, no. 1-3. - P. 233-239.
15. Large-scale synthesis of few-walled carbon nanotubes by DC arc discharge in low-pressure flowing air / Y. Su [et al.] // Mater. Res. Bull. Elsevier. - 2013. - Vol. 48, no. 9. - P. 3232-3235.
16. Arc synthesis of double-walled carbon nanotubes in low pressure air and their superior field emission properties / J. Zhao [et al.] // Carbon N. Y. Elsevier. -2013. - Vol. 58. - P. 92-98.
17. Low-cost synthesis of single-walled carbon nanotubes by low-pressure air arc discharge / Y. Su [et al.] // Mater. Res. Bull. Elsevier. - 2014. - Vol. 50. - P. 23-25.
18. Synthesis of single-wall carbon nanohorns by arc-discharge in air and their formation mechanism / N. Li [et al.] // Carbon N. Y. Elsevier. - 2010. - Vol. 48, no. 5. -P. 1580-1585.
19. High yield formation of carbon nanotubes using a rotating cathode in open air / R. Joshi [et al.] // Diam. Relat. Mater. Elsevier. - 2008. - Vol. 17, no. 6. - P. 913-919.
20. Synthesis of thin bundled single walled carbon nanotubes and nanohorn hybrids by arc discharge technique in open air atmosphere / A. Joseph Berkmans [et al.] // Diam. Relat. Mater. Elsevier. - 2015. - Vol. 55. - P. 12-15.
21. Continuous and low-cost synthesis of high-quality multi-walled carbon nanotubes by arc discharge in air / J. Zhao [et al.] // Phys. E Low-Dimensional Syst.
Nanostructures. Elsevier. - 2012. - Vol. 44, no. 7-8. -P. 1639-1643.
22. Low-cost and large-scale synthesis of graphene nanosheets by arc discharge in air /Z. Wang [et al.] // Nanotechnology. IOP Publishing. - 2010. - Vol. 21, no. 17. - P. 175602.
23. Kim H.H., Kim H.J. Preparation of carbon nanotubes by DC arc discharge process under reduced pressure in an air atmosphere // Mater. Sci. Eng. B SolidState Mater. Adv. Technol. Elsevier. - 2006. - Vol. 133, no. 1-3. - P. 241-244.
24. Arora N., Sharma N.N. Arc discharge synthesis of carbon nanotubes: Comprehensive review // Diam. Relat. Mater. Elsevier. - 2014. - Vol. 50. - P. 135-150.
25. Cubic SiC nanowire synthesis by DC arc discharge under ambient air conditions / A. Pak [et al.] // Surf. Coatings Technol. Elsevier. - 2020. - Vol. 387. -P. 125554.
26. Vacuumless synthesis of tungsten carbide in a self-shielding atmospheric plasma of DC arc discharge / A.Y. Pak [et al.] // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. Elsevier. - 2020. - Vol. 93. - P. 105343.
27. A novel approach of waste tires rubber utilization via ambient air direct current arc discharge plasma / A.Y. Pak [et al.] // Fuel Process. Technol. Elsevier. - 2022. -Vol. 227. - P. 107111.
28. Production of carbon nanostructures by arc synthesis in the liquid phase / D.V. Schur [et al.] // Carbon N.Y. Elsevier. - 2007. - Vol. 45, no. 6. - P. 1322-1329.
29. Synthesis and Photoluminescence Property of Silicon Carbide Nanowires Via Carbothermic Reduction of Silica / X. Luo [et al.] // Nanoscale Res. Lett. Springer. -2010. - Vol. 5, no. 1. - P. 252-256.
30. Saito Y., Matsumoto T., Nishikubo K. Encapsulation of carbides of chromium, molybdenum and tungsten in carbon nanocapsules by arc discharge // J. Cryst. Growth. Elsevier. - 1997. - Vol. 172, no. 1-2. - P. 163-170.
31. Improving effect of boron carbide on the combustion and thermal oxidation characteristics of amorphous boron / D. Liang [et al.] // J. Therm. Anal. Calorim. Springer. - 2017. - Vol. 128, no. 3. - P. 1771-1782.
32. Synthesis of highly dispersed boron carbide from nanofibrous carbon / Y.L. Krutskii [et al.] // Nanotechno-logies Russ. Springer. - 2013. - Vol. 8, no. 3-4. - P. 191-198.
33. Influence of spark plasma sintering parameters on densification and mechanical properties of boron carbide / K. Sairam [et al.] // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. Elsevier. - 2014. - Vol. 42. - P. 185-192.
34. Densification of B4C nanopowder with nano-grain retention by spark-plasma sintering / B.M. Mosh-taghioun [et al.] // J. Eur. Ceram. Soc. Elsevier. - 2015. -Vol. 35, no. 6. - P. 1991-1998.
35. Continuum modeling of B4C densification during Spark Plasma Sintering / J.A. Liu [et al.] // J. Mater. Res. Cambridge University Press. - 2017. - Vol. 32, no. 17. -P. 3425-3433.
36. Static and dynamic mechanical properties of boron carbide processed by spark plasma sintering / S. Hayun [et al.] // J. Eur. Ceram. Soc. Elsevier. - 2009. -Vol. 29, no. 16. - P. 3395-3400.
37. Tough and dense boron carbide obtained by high-pressure (300 MPa) and low-temperature (1600°C) spark plasma sintering / P. Badica [et al.] // J. Ceram. Soc. Japan. The Ceramic Society of Japan. - 2014. - Vol. 122, no. 1424. - P. 271-275.
References
1. Zhang S. et al. Synthesis and characterization of B13C2 boron carbide ceramic by pulsed electric current sintering. Ceram. Int. Elsevier, 2012, vol. 38, no. 2, pp. 895-900.
2. Roy T.K., Subramanian C., Suri A.K. Pressureless sintering of boron carbide. Ceram. Int. Elsevier, 2006, vol. 32, no. 3, pp. 227-233.
3. Datye A. et al. Synthesis and characterization of aluminum oxide-boron carbide coatings by air plasma spraying. Ceram. Int. Elsevier, 2010, vol. 36, no. 5, pp. 1517-1522.
4. Thevenot F. Boron carbide - a comprehensive review. Journal Eur. Ceram. Soc. Elsevier, 1990, vol. 6, no. 4, pp. 205-225.
5. Kakiage M. et al. Low-temperature synthesis of boron carbide powder from condensed boric acid-glycerin product. Mater. Lett. Elsevier, 2011, vol. 65, no. 12, pp. 1839-1841.
6. Kakiage M. et al. Synthesis of boron carbide powder in relation to composition and structural homogeneity of precursor using condensed boric acid-polyol product. Powder Technol. Elsevier, 2012, vol. 221, pp. 257-263.
7. Sasaki S. et al. Thermoelectric properties of boron-carbide thin film and thin film based thermoelectric device fabricated by intense-pulsed ion beam evaporation. Sci. Technol. Adv. Mater. IOP Publishing, 2005, vol. 6, no. 2, pp. 181-184.
8. Ivanov Y.F. et al. Structure and Properties of the Surface Layer of B4C Ceramic Treated with an Intense Electron Beam. Inorg. Mater. Appl. Res. Springer, 2018, vol. 9, no. 3, pp. 437-441.
9. Mishra A. et al. Synthesis of low carbon boron carbide powder using a minimal time processing route: Thermal plasma. Journal Asian Ceram. Soc. Taylor & Francis, 2015, vol. 3, no. 4, pp. 373-376.
10. Deng F., Xie H.Y., Wang L. Synthesis of submicron B4C by mechanochemical method. Mater. Lett. Elsevier, 2006, vol. 60, no. 13-14, pp. 1771-1773.
11. Vasylkiv O. et al. Room and high temperature flexural failure of spark plasma sintered boron carbide. Ce-ram. Int. Elsevier, 2016, vol. 42, no. 6, pp. 7001-7013.
12. Tu R. et al. Effect of microstructure on mechanical, electrical and thermal properties of B4C-HfB2 composites prepared by arc melting. Journal Eur. Ceram. Soc. Elsevier, 2016, vol. 36, no. 16, pp. 3929-3937.
13. Suri A.K. et al. Synthesis and consolidation of boron carbide: A review. Int. Mater. Rev. Taylor & Francis, 2010, vol. 55, no. 1, pp. 4-38.
14. Zhou D., Seraphin S., Withers J.C. Encapsulation of crystalline boron carbide into graphitic nanoclusters from the arc-discharge soot. Chem. Phys. Lett. Elsevier, 1995, vol. 234, no. 1-3, pp. 233-239.
15. Su Y. et al. Large-scale synthesis of few-walled carbon nanotubes by DC arc discharge in low-pressure flowing air. Mater. Res. Bull. Elsevier, 2013, vol. 48, no. 9, pp. 3232-3235.
16. Zhao J. et al. Arc synthesis of double-walled carbon nanotubes in low pressure air and their superior field emission properties. Carbon N. Y. Elsevier, 2013, vol. 58, pp. 92-98.
17. Su Y. et al. Low-cost synthesis of single-walled carbon nanotubes by low-pressure air arc discharge. Mater. Res. Bull. Elsevier, 2014, vol. 50, pp. 23-25.
18. Li N. et al. Synthesis of single-wall carbon nano-horns by arc-discharge in air and their formation mechanism. Carbon N. Y. Elsevier, 2010, vol. 48, no. 5, pp. 1580-1585.
19. Joshi R. et al. High yield formation of carbon nanotubes using a rotating cathode in open air. Diam. Relat. Mater. Elsevier, 2008, vol. 17, no. 6, pp. 913-919.
20. Joseph Berkmans A. et al. Synthesis of thin bundled single walled carbon nanotubes and nanohorn hybrids by arc discharge technique in open air atmosphere. Diam. Relat. Mater. Elsevier, 2015, vol. 55, pp. 12-15.
21. Zhao J. et al. Continuous and low-cost synthesis of high-quality multi-walled carbon nanotubes by arc discharge in air. Phys. E Low-Dimensional Syst. Nanostruc-tures. Elsevier, 2012, vol. 44, no. 7-8, pp. 1639-1643.
22. Wang Z. et al. Low-cost and large-scale synthesis of graphene nanosheets by arc discharge in air. Nanotechnology. IOP Publishing, 2010, vol. 21, no. 17, pp. 175602.
23. Kim H.H., Kim H.J. Preparation of carbon nano-tubes by DC arc discharge process under reduced pressure in an air atmosphere. Mater. Sci. Eng. B Solid-State Mater. Adv. Technol. Elsevier, 2006, vol. 133, no. 1-3, pp. 241-244.
24. Arora N., Sharma N.N. Arc discharge synthesis of carbon nanotubes: Comprehensive review. Diam. Relat. Mater. Elsevier, 2014, vol. 50, pp. 135-150.
25. Pak A. et al. Cubic SiC nanowire synthesis by DC arc discharge under ambient air conditions. Surf. Coatings Technol. Elsevier, 2020, vol. 387, pp. 125554.
26. Pak A.Y. et al. Vacuumless synthesis of tungsten carbide in a self-shielding atmospheric plasma of DC arc discharge. Int. J. Refract. Met. Hard Mater. Elsevier, 2020, vol. 93, pp. 105343.
27. Pak A.Y. et al. A novel approach of waste tires rubber utilization via ambient air direct current arc discharge plasma. Fuel Process. Technol. Elsevier, 2022, vol. 227, p. 107111.
28. Schur D.V. et al. Production of carbon nano-structures by arc synthesis in the liquid phase. Carbon N. Y. Elsevier, 2007, vol. 45, no. 6, pp. 1322-1329.
29. Luo X. et al. Synthesis and Photoluminescence Property of Silicon Carbide Nanowires Via Carbothermic Reduction of Silica. Nanoscale Res. Lett. Springer, 2010, vol. 5, no. 1, pp. 252-256.
30. Saito Y., Matsumoto T., Nishikubo K. Encapsulation of carbides of chromium, molybdenum and tungsten in carbon nanocapsules by arc discharge. Journal Cryst. Growth. Elsevier, 1997, vol. 172, no. 1-2, pp. 163-170.
31. Liang D. et al. Improving effect of boron carbide on the combustion and thermal oxidation characteristics of amorphous boron. Journal Therm. Anal. Calorim. Springer, 2017, vol. 128, no. 3, pp. 1771-1782.
32. Krutskii Y.L. et al. Synthesis of highly dispersed boron carbide from nanofibrous carbon. Nanotechnologies Russ. Springer, 2013, vol. 8, no. 3-4, pp. 191-198.
33. Sairam K. et al. Influence of spark plasma sintering parameters on densification and mechanical properties of boron carbide. Int. J. Refract. Met. Hard Mater. Elsevier, 2014, vol. 42, pp. 185-192.
34. Moshtaghioun B.M. et al. Densification of B4C nanopowder with nanogram retention by spark-plasma sintering. Journal Eur. Ceram. Soc. Elsevier, 2015, vol. 35, no. 6, pp. 1991-1998.
35. Liu J.A. et al. Continuum modeling of B4C densification during Spark Plasma Sintering. Journal Mater. Res. Cambridge University Press, 2017, vol. 32, no. 17, pp. 3425-3433.
36. Hayun S. et al. Static and dynamic mechanical properties of boron carbide processed by spark plasma sintering. Journal Eur. Ceram. Soc. Elsevier, 2009, vol. 29, no. 16, pp. 3395-3400.
37. Badica P. et al. Tough and dense boron carbide obtained by high-pressure (300 MPa) and low-temperature (1600°C) spark plasma sintering. Journal Ceram. Soc. Japan. The Ceramic Society of Japan, 2014, vol. 122, no. 1424, pp. 271-275.
Поступила: 07.06.2023
Одобрена: 23.06.2023
Принята к публикации: 01.09.2023
Об авторах
Мартынов Роман Сергеевич (Томск, Российская Федерация) - младший научный сотрудник лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: rsm6@tpu.ru).
Пак Александр Яковлевич (Томск, Российская Федерация) - доктор технических наук, заведующий лабораторией перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина 30, e-mail: ayapak@tpu.ru).
Волокитин Олег Геннадьевич (Томск, Российская Федерация) - доктор технических наук, профессор кафедры прикладной механики и материаловедения ТГАСУ (Российская Федерация, 634003, г. Томск, пл. Соляная, 2, e-mail: study@tsuab.ru).
Никитин Дмитрий Сергеевич (Томск, Российская Федерация) - кандидат технических наук, доцент отделения электроэнергетики и электротехники ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: dimmassikk@tpu.ru).
Ларионов Кирилл Борисович (Томск, Российская Федерация) - кандидат технических наук, научный сотрудник лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: larryk@tpu.ru).
Поваляев Павел Вадимович (Томск, Российская Федерация) - аспирант, младший научный сотрудник лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: pvp13@tpu.ru).
Гумовская Арина Андреевна (Томск, Российская Федерация) - студент, инженер лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: aag109@tpu.ru).
Болатова Жанар (Томск, Российская Федерация) -аспирант, младший научный сотрудник лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ
(Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: zsb3@tpu.ru).
Васильева Юлия Захаровна (Томск, Российская Федерация) - кандидат технических наук, научный сотрудник лаборатории перспективных материалов энергетической отрасли ТПУ (Российская Федерация, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30, e-mail: yzv1@tpu.ru).
About the authors
Roman S. Martynov (Tomsk, Russian Federation) -Junior Researcher, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: rsm6@tpu.ru).
Alexander Ya. Pak (Tomsk, Russian Federation) -Doctor of Technical Sciences, Head, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: ayapak@tpu.ru).
Oleg G. Volokitin (Tomsk, Russian Federation) - Doctor of Technical Sciences, Professor, Department of Applied Mechanics and Materials Science, Tomsk State University of Architecture and Building (2, Solyanaya Sq., Tomsk, 634003, Russian Federation, e-mail: study@tsuab.ru).
Dmitry S. Nikitin (Tomsk, Russian Federation) -Ph.D. in Technical Sciences, Ass. Professor, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (634050, 30, Lenin Ave., Tomsk, Russian Federation, e-mail: dimmassikk@tpu.ru).
Kirill B. Larionov (Tomsk, Russian Federation) -Ph.D. in Technical Sciences, Researcher, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: larryk@tpu.ru).
Pavel V. Povalyaev (Tomsk, Russian Federation) -Ph. D. student, Junior Researcher, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: pvp13@tpu.ru).
Arina A. Gumovskaya (Tomsk, Russian Federation) -student, Engineer, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: aag109@tpu.ru).
Zhanar Bolatova (Tomsk, Russian Federation) -Ph.D. student, Junior Researcher, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: zsb3@tpu.ru).
Yuliya Z. Vassilyeva (Tomsk, Russian Federation) -Ph.D. in Technical Sciences, Researcher, Laboratory of Advanced Materials for Power Industry, Tomsk Polytechnic University (30, Lenin Ave., Tomsk, 634050, Russian Federation, e-mail: yzv1@tpu.ru).
Финансирование. Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования Российской Федерации (проект № FSWW-2023-0011).
Конфликт интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Вклад всех авторов равноценен.
