CC BY
366
Физика твёрдого тела Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2014, № 4 (1), с. 52-61
УДК 536.421.5
СРАВНИТЕЛЬНОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ СПЕКАНИЯ ПОРОШКОВ АЬОэ^гОз/ТНС^) В УСЛОВИЯХ ГОРЯЧЕГО ПРЕССОВАНИЯ И СПАРК-ПЛАЗМЕННОГО СПЕКАНИЯ
© 2014 г. В.Н. Чувильдеев, 1 М. С. Болдин,1 Я.Г. Дятлова,2
В.И. Румянцев, 2 С.С. Орданьян3
1НИФТИ Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского 2ООО «Вириал», Санкт-Петербург 3Санкт-Петербургский государственный технологический институт (технический университет)
Поступил- вред-кцию 08.07.2014
Описаны результаты сравнительного исследования кинетики спекания порошков А12О3&О2/Л(С,М) в условиях горячего прессования и спарк-плазменного спекания. Установлено, что процессы консолидации в одинаковых условиях ГП и СПС при малых скоростях нагрева имеют одинаковую кинетику на стадии интенсивного уплотнения и характеризуются одинаковыми значениями энергии активации.
Ключевые слов-: спарк-плазменное спекание, горячее прессование, конструкционная керамика, А!2О3/ггО2.
Введение
Спарк-плазменное спекание (СПС) является перспективным методом консолидации порошковых материалов [1].
Одним из важных вопросов, возникающих при рассмотрении СПС, является вопрос о специфике механизмов уплотнения при этом. В обзоре [2] утверждается, что кинетика СПС существенно отличается от кинетики, наблюдаемой при горячем прессовании (ГП) и других способах консолидации. В статьях [3-6] говорится об особом «СПС-эффекте», проявляющемся в снижении температуры начала усадки и ускорении спекания [4]. В работах [5, 6] «особая кинетика», наблюдаемая при СПС, связывается с возможностью образования плазмы в пространстве между частицами и с возникновением системы микроэлектрических пробоев, которые могут способствовать очищению поверхности порошков от оксидов, препятствующих спеканию. Очевидно, указанные процессы могут иметь место в металлических порошках, однако вопрос об их проявлении в непроводящих керамиках представляется весьма дискуссионным.
В связи с этим весьма актуальной является задача постановки специального эксперимента, который позволил бы выявить специфику СПС керамических материалов на основе тугоплавких оксидов.
Такой эксперимент может быть основан на параллельном проведении спекания одинаковых
порошков при одинаковых параметрах процесса (скорость нагрева, температура, давление и т.д.) в условиях горячего прессования и в условиях спарк-плазменного спекания.
Настоящая работа посвящена описанию результатов такого рода экспериментов на системе А12О3/2гО2Ш(С,К), используемой для изготовления перспективного керамического режущего инструмента [7]. Введение карбонитрида титана (Т^С,№)) в корундовую керамику (А12О3) способствует повышению твердости материала и износостойкости изготавливаемого из неё инструмента, а добавки 2гО2 повышают прочность оксидной матрицы и трещиностойкость композиции в целом, а также позволяют использовать режущие пластины на более жестких режимах резания [8, 9].
Объекты и методики
В качестве объекта исследования в работе выбрана композиционная смесь 95 об.% А12О3 + 5 об.% 2гО2 и различные составы на ее основе, полученные добавлением в оксидную матрицу порошков Т^С,К) в количествах 17 об.%, 26 об.% и 35 об.%. Исследованные керамики были получены из промышленных порошков, описанных в таблице 1.
Приготовление смеси порошка состава 95 об.% А12О3 + 5 об.% 2гО2 проводили в планетарной мельнице мелющими телами из диоксида циркония в среде изопропилового спирта в течение 4 часов.
* d50 - средний медианный диаметр частиц.
** Исходный порошок Т1(С,Ы) d50 - 4 мкм измельчался до d50 - 0.8 мкм в вибромельнице, в среде изопро-пилового спирта мелющими телами из карбонитрида титана в течение 72 часов.
Таблица 1
Порошки, используемые в настоящей работе
Порошок Фирма-изготовитель, обозначение d50*, мкм Состав
A12Ü3 Almatis, CT 3000SDP 0.6 a-Al2O3 - 99.8%, MgO - 0.08%, Na2O - 0.08%, SiO2 - 0.03%, Fe2O3 - 0.02%, CaO - 0.02%
ZrO2 Pangea, QF1-TZPsd 0.03 ZrO2+HfO2 - 99.8%, Y2O3 - 5.2%, TiO2 < 0.01%, Na2O < 0.015%, SiO2 < 0.03%, Fe2O3 < 0.01%
Ti(C,N) Treibacher 0.8** Al - 0.01%, Сa - 0.01%, Fe - 0.03%, N - 10.93%, O - 0.26%, S - 0.01%, C - 10.39%
Композиции с различным содержанием Ti(C,N) получены смешиванием порошка оксидной основы состава 95 об.% Al2O3 + 5 об.% Zrü2 с измельченным порошком Ti(C,N). Смешивание проводили в планетарной мельнице в среде изопропилового спирта мелющими телами из карбонитрида титана в течение 4 часов, добиваясь максимально равномерного распределения частиц Ti(C,N).
Полученные порошки подвергались предварительному прессованию при комнатной температуре. Плотность всех прессовок составляла 60^65% от теоретического значения. Для СПС использовались прессовки диаметром 20 мм и высотой 5 мм, для горячего прессования - диаметром 44 мм и высотой 5 мм.
Плотность спеченных образцов измерялась методом гидростатического взвешивания в дистиллированной воде при помощи весов Sartorius CPA. Точность измерения плотности составляла ± 0.005 г/см3.
Спарк-плазменное спекание образцов проводилось в графитовой пресс-форме диаметром 20 мм с толщиной стенки 10 мм. При горячем прессовании была использована пресс-форма диаметром 44 мм с толщиной стенки 35 мм.
СПС проводилось на установке DR. SINTER model SPS-625 Spark Plasma Sintering System (SPS SYNTEX INC. Ltd., Япония). Горячее прессование (ГП) проводилось на горячем прессе HP125W (FCT Systeme GmbH, Германия).
Горячее прессование и спарк-плазменное спекание проводились в одинаковых условиях: скорость нагрева составляла ¥н = 50°С/мин; величина приложенной нагрузки Р = 35 МПа; уровень вакуума - 6 Па. Усадка образцов контролировалась при помощи прецизионных дилатометров (точность 0.001 мм). Температура окончания спекания определялась по окончанию процесса усадки.
Описание экспериментальных результатов
На рисунках 1, 2 приведены первичные данные по температурным зависимостям величины
усадки указанных выше материалов в условиях горячего прессования и в условиях СПС, а также графики «усадки» пустой пресс-формы.
Для анализа процесса спекания порошков необходимо учесть, что измеряемое дилатометром при повышении температуры изменение размеров системы АЬ, включающей прессовку, оснастку и элементы системы нагружения, включает и тепловое расширение материалов пресс-форм и плунжеров пресса. Для учета этого фактора из измеренной дилатометром величины АЬ (в каждой точке) следует вычесть величину изменения размеров системы при нагреве в отсутствие прессовки АЬ0. Графики температурных зависимостей АЬ0 для ГП- и СПС-систем также приведены на рисунках 1, 2. Измеряемое дилатометром расширение материалов пресс-форм и плунжеров пресса отображается в отрицательной области.
Поскольку размеры исходных заготовок Ь0 при СПС и горячем прессовании отличаются, то отличаются и значения абсолютной усадки при спекании. Для сравнения результатов, получаемых в разной оснастке, измеренные значения АЬ необходимо нормировать на начальную высоту заготовки Ь0.
Поскольку диаметр заготовок в процессе спекания не изменялся, изменение величины усадки можно принять равным изменению уплотнения. Для сравнительного анализа кинетики спекания материалов в условиях СПС и ГП графики усадки (в координатах (АЬ -АЬ0)/Ь0 - температура (Т)) были преобразованы в графики уплотнения (в координатах относительная плотность (р/ртеор) - температура (Т)). При этом преобразовании было принято во внимание, что начальной высоте прессовки Ь0, как уже было отмечено, соответствует плотность, равная 60^65% от теоретического значения, и было учтено, что максимальному значению усадки соответствует плотность 100%.
Графики спекания в условиях ГП и СПС в координатах р/ртеор - Т приведены на рисунках 3, 4, соответственно.
95 о6.% А1203 + 5 о6.% 2г02 (А1203.гг02) ■ А1203 7Ю2 + 26 об.% ТСМ система в отсутствие прессов™
Рис. 1. Зависимость изменения размеров системы (АЬ) от температуры (Тпир ), фиксируемой пирометром, при горячем прессовании для исследуемых материалов и системы в отсутствие прессовки (АЬ0)
Рис. 2. Зависимость изменения размеров системы (АЬ) от температуры (Т^ ), фиксируемой пирометром, при спарк-плазменном спекании для исследуемых материалов и системы в отсутствие прессовки (АЬ0)
Из графиков видно подобие температурных зависимостей уплотнения при ГП и при СПС. Отличие наблюдается лишь в температурах начала и завершения интенсивного уплотнения. Заметим при этом, что на графиках показана не температура спекаемого материала, а температура на поверхности пресс-форм. Для того чтобы построить зависимости р/ртеор от температуры материала, в графики необходимо ввести соответствующие корректировки.
Обсудим этот вопрос подробнее. При СПС температура контролировалась пирометром Chino IR-AH (Япония), расположенным на расстоянии 30 см от точки измерения и сфокусированным на середине высоты внешней стенки пресс-формы. При ГП в аналогичной схеме измерения температуры использовался пирометр
IMPAC IGA-5 (Германия), установленный на расстоянии 25 см от стенки пресс-формы.
Как известно, температура, измеренная на внешней стенке пресс-формы, и температура спекаемого материала существенно отличаются. Эта разница температур (Д7) зависит от геометрических размеров пресс-формы и образца, а также от их термодинамических параметров (теплоемкости, теплопроводности и т. д.).
Расчеты температурных полей в пресс-форме и в образце не позволяют достаточно надежно оценить величину ДТ при нестационарных условиях нагрева. Это связано в первую очередь с отсутствием надежных данных по термодинамическим свойствам материалов оснастки и спекаемого порошка, а также с отсутствием релевантных моделей, учитывающих
95 оЬ.% А1203 + 5 оЬ.% &02 (А1203/'&02) ДПШДЮЗ + 35 об % ИСК ¡МА1203/&02 + 26 о6.% ТГО* -и- А1203/&02 + 17 о6.% БСМ
Рис. 3. Температурные зависимости величины уплотнения р/ртеоР(Т) исследуемых материалов
при горячем прессовании
0,9
о.з
0,7
0,6
0,5
р/рт^ор
тЛ
500
700
900
1100
1300
1500
1700
1900
95 об.% А1203 + 5 о6.% 2г02 (А1203.;гЮ2) ■ А1203/7г02 + 26 ов.% ТКМ
■ А1203/7г02 + 35 о6.% ТКЯЧ А1203 гг02 + 17 об.% ПСИ
Рис. 4. Температурные зависимости величины уплотнения р/ртеор(Т) исследуемых материалов
при спарк-плазменном спекании
зависимость термодинамических свойств порошка от уровня его пористости. Ошибка в расчетах температур при указанных выше условиях спекания достигает 50°С.
Для оценки величины ДТ в условиях СПС при указанных параметрах оснастки и скорости нагрева 50°С/мин были проведены эксперименты с порошком (ВНЖ-95), для которого хорошо известна температура плавления у-фазы (1450°С). Момент плавления у-фазы легко выявляется по резкому скачку усадки, надежно измеряемой дилатометром. В момент такого скачка усадки пирометр, сфокусированный на поверхности пресс-формы, показывал 1250°С. Это означает, что в условиях СПС при указанной выше оснастке различие между температурой на поверхности пресс-формы и температурой материала достигает 200°С, что согласуется с данными работ [10-13].
При ГП измеряемая пирометром температура пресс-формы ^пир также ниже температуры спекаемого материала. Однако вследствие того, что толщина стенки пресс-формы при ГП была заметно больше, чем при СПС, и составляла 35 мм, разность измеряемой температуры стенки и температуры материала должна быть заметно ниже. Далее мы предположили, что она составляет ~ 50°С (эта величина, как уже отмечалось, соответствует значению ошибки в расчетах температурного поля).
При дальнейшем описании результатов мы различали измеренные пирометром температу-и температуры материала об-
^ГП Т-^СПС
ры Тш„ и Т„ разцов (Т111 и ТСПС, соответственно) и связывали их между собой линейными соотношениями:
Т = Т^р + 50°С, Т
СПС = СС + 200°С (рису-
нок 5, 6).
95 о6.% А1203 + 5 об.% ЪО! (А1203^г02) т0У1,01 + 35 о6 % "ПСИ
—А1203..''гг02 + 26 об_% "ПСИ -в- АЕОЗ/2Ю2 + 17 о6.% ТО*
Рис. 5. Зависимости величины уплотнения от температуры исследуемых материалов
при горячем прессовании
1.0
0.5
0.8
0.7
0.6
0.5
г
тЛ
500 700 900 1100 1300
♦— 95 об.% А1203 + 5 о6_% Zr02 (A1203/Zr02) A1203 ''Zr02 + 26 06% TiCN
1500
1700
1900
■ A1203Zr02 + 35 06.% TiCN A1203/Zr02 + 17 06.% TiCN
Рис. 6. Зависимости величины уплотнения от температуры исследуемых материалов при спарк-плазменном спекании
Анализ экспериментальных результатов
Сравнение зависимостей р/рте0р(Т), приведенных на рисунках 5, 6, показывает, что кривые спекания при СПС и ГП с учетом указанного выше сдвига по температуре практически идеально совпадают для всех исследуемых систем (рисунок 7).
Как видно из рисунка 7, кривые р/рте0р(Т) имеют трехстадийный характер, типичный для кривых уплотнения при спекании порошковых материалов [14]. На стадии I, соответствующей низким температурам (< 1300°С), наблюдается медленный рост плотности. На II стадии при температурах 1300^1500°С протекает весьма интенсивное уплотнение от 60 до 98%, и на III стадии, при Т > 1500°С, интенсивность уплотнения снова уменьшается.
Как показано в [14], процессы, происходящие в материале при спекании, являются термически активируемыми и могут контролироваться диффузионными процессами, и весьма перспективной выглядит задача связать макроскопические экспериментально определяемые в процессе спекания величины с диффузионными параметрами материала.
Ограничим дальнейший анализ исследуемых кривых спеканий рассмотрением стадии интенсивного уплотнения.
Для анализа температурной зависимости кривых р/рте0р(Т) выразим величину уплотнения через объем пор УР(Т)\
РГ) =
Р теор
V
V + V (т)
теор р\/
1,0 0.9 0.S 0,7 0.6 0.5
Р/Ртгар
Г -щ-~п
пн-ИСР- Vc
500 700 500 1100 1300 1500 1700 1900
1.0 0.9 O.S 0.7 0.6 0.5
р/рг=ср rV
I -ёНГП
500 700 900 1100 1300 1500 1700 1900
500 700 900 1100 1300 1500 1700 1900
в)
500 700 900 1100 1300 1500 1700 1900
г)
Рис. 7. Температурная зависимость уплотнения при спарк-плазменном спекании и горячем прессовании:
а) А1203/ 7Ю2, б) Л1203/ 7г02 + 17об.% Т1(С,Ы), в) А1203/ 7г02 + 26 об.% Т1(С,Ы), г) А1203/ 7г02 + 35 об.% Т1(С,Ы)
где ГТеор - объем материала в отсутствие пор
Определим, как изменяется объем пор Vp(Т) в материале в процессе спекания.
Предположим, что процесс уплотнения материала связан исключительно с процессом диффузионного растворения пор, обеспечиваемого потоком вакансий «от поры».
Если предположить, что при уплотнении отсутствует взаимодействие между порами (например, их коалесценция), то выражение для диффузионного потока вакансий от пор можно представить в виде:
В этом приближении выражение для диффу зионного потока (2) можно переписать в следу ющем виде:
(М- D ■ S
• (N 0 - N -),
(3)
Л R ^
где величина Уяч - объем «ячейки» материала, на которую приходится одна пора.
Умножая левую и правую части уравнения (3) на величину объема вакансии О, получим уравнение, описывающее изменение объема пор:
(V- D ■ S(R) /т _ „л (4)
dt
D • S(R) ^ (у max - у Л
R • Уч Лр ''
SN_ dt
= -D • S(R) •УС
(2)
где D=D0exp(-Q/kT) - коэффициент диффузии; величина R имеет смысл эффективного размера растворенной части поры; S(R) - элементарная площадка, через которую проходит диффузионный поток; УС - градиент объемной концентрации. В первом приближении величина УС ~С1-С2/й пропорциональна разности концентраций вблизи поверхности поры С^ Со и на произвольном расстоянии от поры С2~ С-, деленной на характерный размер R (УС ~С0-- С - /R). (Здесь С0 - концентрация вакансий в
поре исходного размера, С- - концентрация вакансий, диффундирующих от поры.)
Рассмотрим случай, когда процесс растворения поры контролируется зернограничной диффузией. При D=Db и S(R)=RS перепишем (4) в виде:
dV- 8D,
• (У о-у-),
(5)
dt Уч
где Db(I)=Dboexp(-Qb/kT); Dm и Qb - предэкспо-ненциальный множитель и энергия активации зернограничной диффузии.
Учитывая, что подобный механизм справедлив для пор, находящихся вблизи границ зерен на расстоянии L, существенно меньшем размера зерна L<<d, выражение для объема ячейки примет вид:
Уяч = -dj , (6)
J v max
где fv max - исходная объемная доля пор.
Таблица 2
Значения энергии активации процесса уплотнения при спарк-плазменном спекании и горячем прессовании керамик
Система Qь, кТт
А1203/ 7г02 (95 об.%А1203 + 5 об.%&02) 16.38
А1203/ гг02 + 17 об.% Т1(С,Ы) 16.44
А1203/ гг02 + 26 об.% Т1(С,Ы) 16.21
А1203/ гг02 + 35 об.% Т1(С,Ы) 16.40
Подставляя (6) в (5) и интегрируя, получим выражение для изменения объема пор:
V- (г, Т) =Vpmax (1-ехр(- г/т(Т))). (7)
Здесь т(7)=тоехр(-0гДТ), т0=^/(£ тах-1-5А,0) - численный коэффициент.
Вычитая из величины исходного объема пор
тг тах ТЛ-
Vp значение V (Т), полученное из уравнения (7), запишем выражение для объема пор Vp(Т) в виде:
Vp(Т)= Рртахехр(-?/т(Т)). (8)
Подставляя в (1) выражение (8), получим соотношение, описывающее кинетику уплотнения р/Ртеор(Т) в виде:
рГ) __V
Ртеор
Используя полученное выражение (9), можно вычислить величину энергии активации зер-нограничной диффузии Qь из экспериментальной зависимости р/ртеор(Т), представленной в двойных логарифмических координатах от обратной температуры Тт/Т:
^еор + Vpmaxexp(-(t / X))
(9)
((
Э1п1п
кТт
тутах Р
Л
V
\ \ теор
(
\\
Р(Т )/ Рт
т-щ/реол у
(10)
В таблице 2 представлены значения энергии активации процесса спекания, вычисленные по углу наклона кривых, приведенных на рис. 8, по формуле (10) для 95 об.% АЬ0 + 5 об.% 2г02 в зависимости от различной концентрации карбо-нитрида титана, добавленного в состав. Из таблицы 2 видно, что полученные значения энергии активации спекания (~ 16.4кТт) находятся в соответствии с экспериментальными значениями энергии активации зернограничной диффузии кислорода в оксиде алюминия ^ь~(16^20.2)£Тт), приведенными, например, в работе [15].
Отметим также, что добавление карбонитрида титана в оксидную матрицу в количестве 17 об.%, 26 об.% и 35 об.% не оказывает заметного влияния на энергию активации процесса спекания.
Обсуждение результатов
Сформулируем основные результаты, нуждающиеся в комментариях и объяснениях. Первый результат - совпадение кинетики спекания
рассматриваемых систем в условиях СПС и в условиях ГП. Второй нетривиальный результат -независимость энергии активации спекания от количества добавленного карбонитрида титана.
Рассмотрим сначала вопрос о подобии процессов спекания в условиях СПС и в условиях ГП.
Отметим, что в большом числе работ, посвященных сравнению кинетики СПС и ГП [15, 16-20], приводятся первичные кривые усадки в зависимости от температуры (или времени), аналогичные тем, что были приведены на рисунках 1, 2. Из сравнения рисунков 1, 2 складывается впечатление, что кинетика процессов усадки в случае СПС и ГП существенно отличается: отличаются и температуры начала усадки, и характерные формы кривых. Однако, как показывает проведенный выше анализ, указанные отличия, по крайней мере в рассматриваемых в настоящей работе композициях, - кажущиеся. Отличия в характерных температурах начала спекания связаны с различием измеряемых пирометром температур на поверхности пресс-форм и температур спекаемых материалов, разным для СПС и ГП. Отличия в наклонах кривых спекания существенно зависят от характера температурного расширения пресс-форм и плунжеров пресса (также отличающегося для процессов СПС и ГП). Становится очевидно, что без соответствующей обработки, учитывающей, как минимум, указанные факторы, нельзя сравнивать результаты, полученные на различных установках и с использованием различной технологической оснастки.
Из этого следует, что широко обсуждаемые в литературе выводы о принципиальном отличии кинетики спекания при СПС и при ГП во многих случаях недостаточно обоснованы [2, 4]. Однако широкое обобщение полученных нами результатов и поспешный вывод об отсутствии специфики спекания в условиях СПС по сравнению с ГП представляется нам преждевременным.
Как показывает анализ литературы, особая кинетика СПС отмечается при высоких скоростях нагрева. В настоящей работе скорость нагрева была невысока - средняя скорость составляла V = 50°С/мин. Таким образом, вопрос о наличии особенностей СПС нуждается в дальнейшем изуче-
—¥—■ 95%об.А1203 + 5%о6.гг02(А1203Дг02) -И- А1203/гг02 + 17%о6.Т1С1Ч
-л-Д1203/гг02 + 26%об.Т™ -0-А1203/2г02+ 35%об."ПСМ
Рис. 8. Зависимости 1п(1п (р/(1-р))) - Тт/Т исследуемых материалов при спарк-плазменном спекании
Рис. 9. Геометрическая модель системы А1203+20 об.0%Л(С,К). Прозрачные кубики - частицы А1203, серые кубики - частицы Т1(С,Ы)
нии. Рассмотрению этого вопроса будет посвящено специальное исследование.
Для качественного объяснения второго результата о независимости энергии активации спекания в системе А1203/2г02/Л(С,№) от объемной доли Т1(С,№) рассмотрим следующую элементарную «геометрическую» модель (рисунок 9).
Прежде всего заметим, что в соответствии с результатами, описанными в работах [21-23], в процессе нагрева при спекании системы А1203 -Т1(С,№) происходит химическое взаимодействие Т1(С,№) с кислородом оксидов с образованием оксидов титана (ТЮ2, Т1203) [22, 23].
Поскольку объемная доля Т1(С,К) во всех исследованных композициях достаточно велика (минимальная концентрация - 17 об.%) и размер частиц Т1(С,№) практически совпадает с размерами частиц А1203, нетрудно убедиться, что межфазные границы А1203/Л(С,К) при указанных концентрациях Т1(С,К) составляют заметную долю от общего числа границ. На таких границах вследствие взаимодействия Т1(С,№) с кислородом А1203 возможно образование оксидов титана; их появление, как известно, способствует ускорению зернограничной диффузии [24].
Из рисунка 9 видно, что при объемной доле зерен Т1(С,№) ~ 20% с учетом неизбежности соприкосновения граней Т1(С,К) можно говорить о выполнении условий перколяции для диффузии по межфазным границам и стыкам А1203/Т1(С,№). Частицы Т1(С,№) могут контактировать с частицами 2г02 и взаимодействовать с передачей азота в решетку 2г02, обогащая при этом границы зерен низшими оксидами титана -ТЮ3 в частности. Образовавшиеся на границах катионы Т13+ также могут создавать диффузионные потоки по границам А1203-А1203, А1203-2г02 и т.д. При превышении порога перколяции дальнейшее увеличение объемной доли межфазных границ А1203/Т1(С,К) не будет оказывать заметного влияния на диффузионную проницаемость системы границ зерен [25]. Это качественно позволяет объяснить независимость Qь от объемной доли зерен Т1(С,К), в области, где усадка лимитируется зернограничной диффузией.
Заключение
Сравнение характера кривых спекания порошков системы А1203/2г02/Т1(С,К) в условиях ГП и СПС при одинаковых параметрах спека-
ния показывает, что процессы консолидации в условиях СПС и ГП при малых скоростях нагрева на стадии интенсивного уплотнения имеют одинаковую кинетику и характеризуются одинаковыми значениями энергии активации.
Авторы выражают благодарность сотрудникам НИФТИ ННГУ О.А. Белкину и Е.С. Смирновой за помощь в проведении исследований.
Авторы благодарят за поддержку МОН РФ (соглашение от 27 августа 2013 г. М02.В.49.21.0003 между МОН РФ и ННГУ) и РФФИ (грант №14-03-31418).
Список литературы
1. Munir Z.A., Quach D.V. Electric current activation of sintering: A review of the pulsed electric current sintering process // J. American Ceramic Society. 2011. V. 94 [1]. P. 1-19.
2. Orru R. et al. Consolidation/synthesis of materials by electric current activated/assisted sintering // Materials Science and Engineering R. 2009. V. 63. P. 127-287.
3. Teber A. et al. Effect of SPS process sintering on the micro structure and mechanical properties of nano-crystalline TiC for tools application // J. Refractory Metals and Hard Materials. 2012. V. 30. P. 64-70.
4. Demuynck M. et al. Densification of alumina by SPS and HP: A comparative study // J. European Ceramic Society. 2012. V. 32. P. 1957-1964.
5. Khor K.A. et al. Effect of spark plasma sintering (SPS) on the microstructure and mechanical properties of randomly packed hollow sphere (RHS) cell wall // Mater. Sci. Eng. A. 2003. V. 356. P. 130-135.
6. Viswanathan V. et al. Challenges and advances in nanocomposite processing techniq // Materials Science and Engineering R. 2006. V. 54. P. 121-285.
7. Barry J., Byrne G. Cutting tool wear in the machining of hardened steels: Part I: Alumina /TiC cutting tool wear // Wear. 2001. V. 247. Is. 2. P. 139-215.
8. Кузин В.В. и др. Инструментальное обеспечение высокоскоростной обработки резанием // Вестник машиностроения. 2005. № 9. С. 46-50.
9. Komanduri R. Substitution of ceramics for conventional tools // Ceram. Eng. and Sci. Prad. 1984. V. 5. № 7/8. P. 450-459.
10. Rathel J., Herrmann M., Beckert W. Temperature distribution for electrically conductive and non-conductive materials during Field Assisted Sintering (FAST) // J. European Ceramic Society. 2009. V. 29.
P. 1419-1425.
11. Vanmeensel K. et al. Modelling of the temperature distribution during field assisted sintering // Acta Materialia. 2005. V. 53. P. 4379-4388.
12. Yucheng W., Zhengyi F. Study of temperature field in spark plasma sintering// Materials Science and Engineering. 2002. V. B90. P. 34-37.
13. Dobedoe R.S., West F.D., Lewis M.H. Spark plasma sintering ceramics // Bull. Eur. Ceram. Soc. 2003. P. 19-24.
14. Гегузин Я.Е. Физика спекания. 2-е изд., пере-раб. и доп. М.: Наука. Главная редакция физико-математической литературы, 1984. 312 с.
15. Heuer A.H. Oxygen and aluminum diffusion in a-Al2O3: How much do we really understand // J. European Ceramic Society. 2008. V. 28. P. 1495-1507.
16. Чувильдеев В.Н. и др. Исследование механизмов распада твердого раствора в литых и микрокристаллических сплавах системы алюминий-скандий. III. Анализ экспериментальных данных // Металлы. 2012. № 6. C. 82-91.
17. Lia Stanciu. Initial stages of sintering of alumina by thermo-optical measurements // J. American Ceramic Society. 2007. V. 90 [9]. P. 2716-2722.
18. Barinov S.M., Ponomarev E., Shevchenko Ya. Effect of hot isostatic pressing on the mechanical properties of aluminum oxide ceramics // Refractories and Industrial Ceramics. 1997. V. 38. № 1-2. P. 9-12.
19. Wang S.W. et al. Densification of Al2O3 powder using spark plasma sintering // J. Materials Research. 2000. V. 15. № 4. P. 982-987.
20. Zhijian Shen et al. Spark plasma sintering of alumina // J. American Ceramic Society. 2002. V. 85 [8]. P. 1921-1927.
21. Вильк Ю.Н. и др. Исследование свойств горя-чепрессованных композиционных материалов в системе TiN-Al2O3, полученных при использовании порошков тонкодисперсной окиси алюминия и плаз-мохимического нитрида титана // Порошковая металлургия. 1981. № 7(223). C. 61-64.
22. Юдин Б.Ф., Мнацаканян Е.Д., Орданьян С.С. Термодинамический анализ взаимодействия в системе TiN-Al2O3 // Журн. прикладной химии. 1982. № 1. C. 103-107.
23. Мнацаканян Е.Д. и др. Межфазное взаимодействие и массоперенос компонентов в системе TiN-Al2O3 при спекании // Порошковая металлургия. 1985. № 11. C. 32-38.
24. Rahaman M.N. Ceramic processing and sintering (2nd edition). Marcel Dekker. Inc., 2003.
25. Эфрос А.Л. Физика и геометрия беспорядка. Библиотечка «Квант». Вып. 19. М.: Наука, 1982. 265 с.
A COMPARATIVE STUDY ON Al2O3/ZrO2/Ti(C,N) POWDER SINTERING UNDER CONDITIONS OF HOT PRESSING AND SPARK PLASMA SINTERING
V.N. Chuvildeev, M.S. Boldin, Ya.G.Dyatlova, V.I. Rumyantsev, S.S. Ordanyan
The article describes a comparative study on kinetics of Al2O3/ZrO2/Ti(C,N) powder sintering under hot pressing and spark plasma sintering. Consolidation processes in the same conditions of HP and SPS for low heating rates have the similar compaction kinetics and the same activation energy values.
Keywords: spark plasma sintering (SPS), hot pressing (HP), structural ceramics, Al2O3/ZrO2.
References
1. Munir Z.A., Quach D.V. Electric current activation of sintering: A review of the pulsed electric current sintering process // J. American Ceramic Society. 2011. V. 94 [1]. P. 1-19.
2. Orru R. et al. Consolidation/synthesis of materials by electric current activated/assisted sintering // Materials Science and Engineering R. 2009. V. 63. P. 127-287.
3. Teber A. et al. Effect of SPS process sintering on the microstructure and mechanical properties of nanocrystalline TiC for tools application // J. Refractory Metals and Hard Materials. 2012. V. 30. P. 64-70.
4. Demuynck M. et al. Densification of alumina by SPS and HP: A comparative study // J. European Ceramic Society. 2012. V. 32. P. 1957-1964.
5. Khor K.A. et al. Effect of spark plasma sintering (SPS) on the microstructure and mechanical properties of randomly packed hollow sphere (RHS) cell wall // Mater. Sci. Eng. A. 2003. V. 356. P. 130-135.
6. Viswanathan V. et al. Challenges and advances in nanocomposite processing techniq // Materials Science and Engineering R. 2006. V. 54. P. 121-285.
7. Barry J., Byrne G. Cutting tool wear in the machining of hardened steels: Part I: Alumina /TiC cutting tool wear // Wear. 2001. V. 247. Is. 2. P. 139-215.
8. Kuzin V.V. i dr. Instrumental'noe obespechenie vysokoskorostnoj obrabotki rezaniem // Vestnik mashi-nostroemya. 2005. № 9. S. 46-50.
9. Komanduri R. Substitution of ceramics for conventional tools // Ceram. Eng. and Sci. Prad. 1984. V. 5. № 7/8. P. 450-459.
10. Rathel J., Herrmann M., Beckert W. Temperature distribution for electrically conductive and non-conductive materials during Field Assisted Sintering (FAST) // J. European Ceramic Society. 2009. V. 29. P. 1419-1425.
11. Vanmeensel K. et al. Modelling of the temperature distribution during field assisted sintering // Acta Materialia. 2005. V. 53. P. 4379-4388.
12. Yucheng W., Zhengyi F. Study of temperature field in spark plasma sintering// Materials Science and Engineering. 2002. V. B90. P. 34-37.
13. Dobedoe R.S., West F.D., Lewis M.H. Spark plasma sintering ceramics // Bull. Eur. Ceram. Soc. 2003. P. 19-24.
14. Geguzin Ya.E. Fizika spekaniya. 2-e izd., pererab. i dop. M.: Nauka. Glavnaya redakciya fiziko-matematicheskoj literatury, 1984. 312 s.
15. Heuer A.H. Oxygen and aluminum diffusion in a-Al2O3: How much do we really understand // J. European Ceramic Society. 2008. V. 28. P. 1495-1507.
16. Chuvil'deev V.N. i dr. Issledovanie mekha-nizmov raspada tverdogo rastvora v lityh i mikrokristal-licheskih splavah sistemy alyuminij-skandij. III. Analiz ehksperimental'nyh dannyh // Metally. 2012. № 6. S. 82-91.
17. Lia Stanciu. Initial stages of sintering of alumina by thermo-optical measurements // J. American Ceramic Society. 2007. V. 90 [9]. P. 2716-2722.
18. Barinov S.M., Ponomarev E., Shevchenko Ya. Effect of hot isostatic pressing on the mechanical properties of aluminum oxide ceramics // Refractories and Industrial Ceramics. 1997. V. 38. № 1-2. P. 9-12.
19. Wang S.W. et al. Densification of Al2O3 powder using spark plasma sintering // J. Materials Research. 2000. V. 15. № 4. P. 982-987.
20. Zhijian Shen et al. Spark plasma sintering of alumina // J. American Ceramic Society. 2002. V. 85 [8]. P. 1921-1927.
21. Vil'k Yu.N. i dr. Issledovanie svojstv goryache-pressovannyh kompozicionnyh materialov v sisteme TiN-Al2O3, poluchennyh pri ispol'zovanii poroshkov tonkodispersnoj okisi alyuminiya i plazmohimicheskogo nitrida titana // Poroshkovaya metallurgiya. 1981. № 7(223). S. 61-64.
22. Yudin B.F., Mnacakanyan E.D., Ordan'yan S.S. Termodinamicheskij analiz vzaimodejstviya v sisteme TiN-Al2O3 // Zhurn. prikladnoj himii. 1982. № 1. S. 103-107.
23. Mnacakanyan E.D. i dr. Mezhfaznoe vzaimo-dejstvie i massoperenos komponentov v sisteme TiN-Al2O3 pri spekanii // Poroshkovaya metallurgiya. 1985. № 11. S. 32-38.
24. Rahaman M.N. Ceramic processing and sintering (2nd edition). Marcel Dekker. Inc., 2003.
25. Ehfros A.L. Fizika i geometriya besporyadka. Bibli-otechka «Kvant». Vyp. 19. M.: Nauka, 1982. 265 s.
