Высокотемпературные керамические материалы на основе тугоплавких соединений включая

Высокотемпературные керамические материалы на основе тугоплавких соединений, включая оксиды Разработка легких коррозионно-стойких керамических композитов с высокой прочностью и эксплуатационными характеристиками при температурах до 1600 o. C на основе тугоплавких боридов, нитридов, карбидов, силицидов с участием оксидов и на их основе. Изучение эволюции их структурного состояния и комплекса физико-механических свойств.

Высокие температуры • Определим интервал высоких температур как таких, при которых закрытая система в течение относительно короткого времени (часы-минуты) приближается к равновесию. Температуры, при которых известные вещества не существуют в виде равновесных конденсированных фаз, будем относить к сверхвысоким. • Если условия эксплуатации или технологической обработки сопряжены с воздействием высокотемпературной внешней среды, материал или полуфабрикат вместе с этой средой образуют закрытую или открытую высокотемпературную систему.

Варианты классификации высокотемпературных материалов По химическому составу: • на основе металлических сплавов • на основе оксидов • на основе неоксидных тугоплавких соединений • на основе углерода По структуре: • монокристаллические • поликристаллические однофазные • поликристаллические многофазные • нанокристаллические • градиентные По технологии: • плавленые и затвердевшие • обработанные ковкой, прокаткой, экструзией • спеченные (керамика, металлокерамика) • композиты, получаемые технологической сборкой • осаждаемые и напыляемые покрытия

Примеры изделий, работающих в экстремальных температурных условиях • • • Всесторонний нагрев, объемный прогрев Лопатки газовых турбин, жаровые трубы Оболочки ТВЭЛов ядерных реакторов Детали управляющих систем ракетных двигателей Высокотемпературные нагреватели, огнеупоры Термоэмиторы электронов Световые и инфракрасные излучатели Односторонний нагрев, градиентный прогрев Электрические сильноточные контакты, сварочные электроды Неохлаждаемые сопла плазмотронов Внешняя теплозащита корпуса ракеты, спускаемого аппарата Внутренняя теплозащита соплового тракта ракетного двигателя

Плотность и температуры плавления ряда бескислородных тугоплавких соединений Соединен ие Тпл, ρ, г/с ° С м 3 Соединен ие Тпл, °С ρ, г / с м Соединен ие Тпл, °С ρ, г/с м 3 3 Zr. B 2 3245 6, 08 Zr. C 3530 6, 8 Zr. N 2950 7, 29 Hf. B 2 3380 11, 2 Hf. C 3890 12, 2 Hf. N 3385 13, 9 Ti. B 2 2970 4, 52 Ti. C 3100 4, 94 Ti. N 2950 5, 39 Ta. B 2 3040 12, 5 Ta. C 3800 14, 5 Ta. N 2700 14, 3 Nb. B 2 3050 6, 97 Nb. C 3500 7, 6 - - - B 4 C 2445 2, 52 Si. C 2730 3, 2 - - -

Перспективы использования неоксидных тугоплавких соединений Перспективы использования бескислородных тугоплавких соединений по сравнению с кислородсодержащими (оксидными) связаны не только с повышенными точками плавления первых, но и с их более высокими характеристиками термопрочности и термостойкости, что и предопределяет возможность их применения в высокотемпературных узлах и агрегатах несмотря на риск деградации свойств при высокотемпературном окислении и коррозии материала в агрессивных средах. Последнее требует изыскания способов повышения стойкости к окислению с помощью образующихся на поверхности слоев окалины или с помощью специально наносимых защитных покрытий. Целью структурного конструирования поверхности керамики с помощью покрытий и оксидных слоев является также повышение надежности материала за счет залечивания дефектов и самоармирования приповерхностных слоев.

Конструкционная керамика для ГТД и других применений на основе Si 3 N 4; SIALON’S; Al. N, BN, Si. C-Al. N, Si. C-Me. B 2 Керамические детали ГТД Structure of HPSN Temperature dependence of strength for Si. C-Ti. B 2 composites

Критерии работоспособности и долговечности материалов при высоких температурах

Термодинамические критерии выбора основных компонентов высокотемпературных материалов Прямые: • Температура плавления • Температура испарения (сублимации, диссоциации) • Энтальпия плавления • Энтальпия испарения (сублимации) • Энтальпия образования, диссоциации • Химическое сродство к кислороду Непрямые: - Коэффициент теплового расширения - Дебаевская характеристическая температура - Модуль всестороннего сжатия, сжимаемость

Кинетические критерии выбора основных компонентов высокотемпературных материалов • Коэффициенты объемной и зернограничной самодиффузии • Параметры реакционной диффузии при межфазном взаимодействии • Параметры термически активируемого перемещения дислокаций • Скорость испарения, сублимации • Скорость растворения в расплавах • Параметры гетерогенных реакций взаимодействия с агрессивными газами

Работоспособность однофазных неоксидных керамических материалов в окислительной и нейтральной среде Ceramics r, Tm, o. C g/cm 3 Maximum-Use Temperature, o. C Oxidizing media Inert media Si 3 N 4 3. 2 ~2600 1300 1800 Si. C 3. 16 2830 1400 -1500 2000 Zr. C 6. 6 3420 800 3000 Al. N 3. 12 2400 1300 2100 BN 2. 3 ~3000 1200 2400 Высокотемпературные материалы демонстрируют катастрофическое снижение рабочей температуры в окислительной среде

Окисление нитрида кремния и керамики на его основе Реакции при окислении нитрида кремния: 1) Si 3 N 4 + 3 O 2 = 3 Si. O 2 + 2 N 2 2) Si 3 N 4 + 3 Si. O 2 = 6 Si. O(газ) + 2 N 2 3) 2 Si 3 N 4 + 3 O 2 = 6 Si. O(газ) + 4 N 2 4) 4 Si 3 N 4 + 3 O 2 = 6 Si 2 N 2 O + 2 N 2 5) 2 Si 2 N 2 O + 3 O 2 = 4 Si. O 2 + 2 N 2 На характер окисления керамики на основе нитрида кремния существенно влияют добавки оксидов Mg. O, Al 2 O 3, Y 2 O 3, Zr. O 2. Кинетика окисления описывается логарифмическим (1) или параболическим (2) законом: = K(log) lg t + C (1); Dm/S = (Kpart)1/2 (2) Dm ~ x (x – толщина оксидного слоя) Dm/S

Кинетические кривые окисления керамики на основе нитрида кремния с добавками оксидов при 1000 С (а, в) и 1300 С (б, г)

Очаги образования высокотемпературной стеклофазы на основе сиалона

Очаги образования высокотемпературной стеклофазы на основе сиалона при окислении

Микроструктура Si. Cс добавками различных элементов Laboratory for Advanced Ceramics Indian Institute of Technology, Kanpur 6 Coorg April 5 -7, 2004

Коэффициент температуропроводности поликристаллического Si. C с различным размером зерна

Окисление карбида кремния Реакции окисления карбида кремния 1) Si. C + 2 O 2 = Si. O 2 + CO 2 2) 2 Si. C + 3 O 2 = 2 Si. O 2 + 2 CO 3) Si. C + 2 Si. O 2 = 3 Si. O(газ)+ CO 4) Si. C + O 2 = Si. O(газ) + CO x = Kn tn 0, 3 < n < 1 A 1 x 2 + A 2 x + A 3 = t

Кинетические кривые окисления само-связанного (а) и рекристаллизованного (б, в) карбида кремния при 1400 (1), 1300 (2), 1200 (3), 1100 (4) и 1000 С (5)

Реакции, протекающие при окислении нитридов алюминия и бора 1) 4 Al. N + 3 O 2 = 2 Al 2 O 3 + 2 N 2 2) 2 Al. N + 2 O 2 = Al 2 O 3 + N 2 O 3) 4 Al. N + 5 O 2 = 2 Al 2 O 3 + 4 NO 4) 4 BN + 3 O 2 = 2 B 2 O 3 + 2 N 2 5) 2 BN + 2 O 2 = B 2 O 3 + N 2 O 6) 4 BN + 5 O 2 = 2 B 2 O 3 + 4 NO

Кинетические кривые окисления спеченного Al. N в кислороде и горячепрессованного Al. N в воздухе 900 (1), 1000 (2), 1100 (3), 1300 (4), 1420 (5), 1490 (6), 1620 (7), 1680 С (8)

Кинетические кривые окисления в кислороде пиролитического (а) и графитоподобного (б) нитрида бора при 900 (1), 950 (2), 1000 (3), 1100 (4), 1200 С (5)

Керамика на основе систем BN-Al. N и BN-B 4 C, полученная методом реакционного спекания Property Temperature, C Numerical value ABN 1600 2200 2400 Maximum-use temperature, C: in the air in argon in nitrogen Density, g/cm 3 Compression strength, MPa Bending strength, MPa Module of elasticity, GPa 20 20 20 1800 Specific electrical resistance, Om cm 20 – 600 800 – 1200 1320 – 2000 Coefficient of thermal expansion, 10 -6, grad-1 20 – 400 – 600 – 1100 Thermal shock resistance, the number of thermo-circles , air 1200 – 20 2000 – 20 BNC 1700 2500 2700 2. 1 -2. 3 1. 8 -1. 9 90 — 30 47, 5 67, 0 18, 0 — — 138. 3 122. 5 2 1011 – 2 107 9 106 – 6 104 – – 1013 - 3 106 1 106 - 2 104 2, 23 -4, 05 4, 35 4, 50 0. 77 1. 9 -4. 3 4. 4– 4. 6 up to 70 – >100 30 – 40

Сверхвысокотемпературная конструкционная керамика на основе системы Zr. B 2 -Si. C-Zr. Si 2 • В последнее десятилетие в мире (США, Китай, Япония, страны ЕС) в области материаловедения интенсивно развиваются работы по новому направлению – „Ультра-высокотемпературная конструкционная керамика (УВТК) для работы в агрессивных средах при температурах выше 1600 С”. УВТК является новым классом конструкционных материалов, являющимися фактически композитами с керамической матрицей и имеющими на поверхности защитные от окисления структуры. Типичным представителем УВТК является керамика системы Zr. B 2 -Si. C в которой при окислении на поверхности создается защитное многослойное покрытие Zr. O 2 -Si. O 2.

Некоторые композиции керамики на основе системы Zr. B 2 -Zr. Si 2 -Si. C и режимы их горячего прессования # Sam ples Charge composition, vol. % Hot pressing regimes Bendi ng streng th, MPa Porosit y, % Si C Zr B 2* Zr. Si 2* τ of isotherm al duration, min T of isothermal duration, o. C P, M Pa 1 USS 1 - 93. 5 6. 5 15 2125 30 370 11 2 USS 3 26 67 7 10 2125 30 223 3. 5 3 USS 4 50 46 4 15 2125 30 450 0 4 USS 6 60 37 3 20 2125 30 380 5. 7 5 USS 6 60 37 3 30 2125 30 270 11. 5 6 USS 60 37 3 45 2125 30 260 13 *The relation of Zr. B 2 : Zr. Si 2 in a charge was equal to 92 : 8. The deviation of composition from 6 this relation was conditioned by the thresh of Zr. B 2 ball material under grinding.

Типичная микроструктура композита SEM micro-photopicture for the USS 4 ceramics

Фазовый состав УВТК EDX: Si. C X ≈ (Zr, Hf)(B, C) • Light area in Zr. B 2 is Hf- and C-rich but poor in B! • Boron-Peak there shifted by app. -0. 2 ke. V Zr. B 2

Фазовая «сборка» Lattice parameters of new cubic phase. The dependence of cubic phase volume content from Zr. Si 2 volume content in the charge. USS-образцы представляют собою 3 - или 4 -хфазные системы: Zr. B 2, Si. C, (Zr, Hf)(B, C, N) ± Zr. Si 2

a b Зависимость вязкости разрушения керамики Zr. B 2 -Si. C (a) и Zr. B 2 -Zr. Si 2 -Si. C (b) от содержания Si. C и нагрузки на индентер

Механические свойства • Dependence of hardness of Zr. В 2 –Si. C (а) and Zr. В 2 – Zr. Si 2 – Si. C (b) ceramics on Si. C content

a b Зависимость контактной прочности при растяжении (CTS) и сжатии (CCS), а также микроструктурной прочности (S) керамики Zr. B 2 -Si. C (a) и Zr. B 2 -Zr. Si 2 -Si. C (b) от содержания Si. C (нагрузка 200 N)

Свойства горячепрессованных образцов Zr. B 2 -Si. C-Zr. Si 2 в зависимости от объемного содержания Zr. Si 2 в композите

Свойства керамики Zr. B 2 -Mo. Si 2

Высокотемпературная приставка к установке для механических испытаний керамики в окислительной среде

Высокотемпературная прочность керамика на основе системы Zr. B 2 -Si. C-Zr. Si 2 RT 1400 o C

Zr. B 2 -20 vol. % Mo. Si 2 US-20 – 81. 4 vol. % Zr. B 2+18. 6 vol. % Si. C USS-22 - 78 vol. % Zr. B 2+17. 6 vol. % Si. C+4. 2 vol. % Zr. Si 2 USS-23 - 75. 4 vol. % Zr. B 2+17. 2 vol. % Si. C+7. 4 vol. % Zr. Si 2 USS-32 – 75 vol. % (97 vol. % Zr. B 2+3 vol. % Zr. Si 2) +25 vol. % Si. C USS-43 - 52 vol. % (84. 5 vol. % Zr. B 2+15. 5 vol. % Zr. Si 2) +48 vol. % Si. C USS-72 - 33 vol. % (88 vol. % Zr. B 2+12 vol. % Zr. Si 2) +66. 7 vol. % Si. C

Установка для проведения экспериментов по окислению

a b a – Structure of USS 4 oxidized sample fracture after 50 h oxidation in O 2 at 1500 o. C; b – pictures of oxidized (at 1500 o. C) samples: on the middle – Zr. B 2 -Zr. Si 2 -Si. C samples; on both sides - Zr. B 2 -Si. C ones.

Изотермическое окисление , experiment — model при 1500ºC C - Si B 2 Zr i 2 r. S – Si. C – Z Zr. B 2

Вид верхней поверхности: USS 41, 1500°C, O 2 3 h 2, 8 mg/cm 2 24 h 9, 7 mg/cm 2 35 h 8, 1 mg/cm 2

Жаровая труба из UHTCs керамики для горелки тепловой электростанции, работающей на угле

СВС оксидно-керамические теплозащитные покрытия (Al + Si. O 2 Al 2 O 3 + Si. O 2(res) + Q) # Al Al 2 O 3 Si. O 2 C Каолин Сиалон H 3 BO 3 Si. C 1 25 13 57, 5 - - - 2 25 13 50 7, 5 - - 3 31, 2 25 31, 2 7, 6 - - 4 25 10 - 7, 5 55 - - - 5 - - 27 7, 5 - 53 9 - 6 20 10 - 7, 5 - 52, 5 8 5 Теплозащитные покрытия на основе алюмосиликатов и других тугоплавких соединений с армированием металлической тканью предназначены для защиты поверхностных слоев конструкционной керамики и огнеупоров.

Свойства керамики Al 2 Ti. O 5 (AT) Advantages: CHALLENGE: High melting Point (1860°C) To improve the following properties by growing the directionally solidified eutectic (DSE) composition: Extremely low thermal expansion Refractoriness Excellent thermal shock resistance Mechanical strength and toughness Al 2 O 3 rich phase: toughness of 346 MPa! Thermal decomposition resistance Al 2 Ti. O 5 Al 2 O 3 DSE Microstructure

В ы в о д ы • Керамические материалы на основе бескислородных тугоплавких соединений наиболее перспективны для эффективного применения в особо экстркмальных условиях эксплоатации (высокие температуры, агрессивные среды). • Принципы структурного конструирования керамических композитов позволяют оптимизировать составы и режимы реакционного гарячего прессования ультравысокотемпературной керамики системиы Zr. B 2 -Zr. Si 2 -Zr. C-Si. C. • Добавка силицида циркония активирует спекание и приводит к повышению жаростойкости и прочностных характеристик. • В ряде случаев необходима дополнительная защита неоксидной керамики от высокотемпературного окисления с помощью осидных композиций, наносимых на поверхность изделий в виде покрытий.

Керамические материалы на основе тугоплавких оксидных систем для машиностроения, энергетики и медицины

Термодинамические свойства оксидов

Керамические материалы в системах Zr. O 2 – Y 2 O 3 – Ce. O 2 – Al 2 O 3 на основе Zr. O 2 – Y 2 O 3 Самоармовані композити Самоармовані Zr. O 2 – Ce. O 2 Zr. O 2 – Al 2 O 3 Zr. O 2 – Y 2 O 3 – Ce. O 2 Zr. O 2 – Y 2 O 3 – Al 2 O 3 Багатошарові композити Біоінертні імплантати Состав Дисперсность Структура Свойства Характеристики исходных порошков Своства материалов

Гидротермальное разложение в щелочной среде смеси соосажденных гидроксидов Розчин Zr. О(NO 3)2 · 2 H 2 O або Zr. OCl 2. 8 H 2 O Розчин Al(NO 3)3· 9 H 2 O Розчин Y(NO 3)3· 6 H 2 O Розчин Се(NO 3)3· 6 H 2 O Змішування розчинів Спільне осадження, р. Н 10 NH 4 OH Старіння суміші гідроксидів при кип'ятінні. Багаторазова декантація суспензії для видалення аніонних залишків (NO 3)-, Cl-). Сушка осаду до в'язко-пластичного стану. Гідроліз висококонцентрованого гелю, р. Н 9 t=190 -2200 C, 4 -5 годин Видалення маткового розчину, декантація, центрифугування, дегідратація; Сушка при 60 -80 0 С, 6 -8 годин; Відпал порошків; Розмел у планетарному млині, 2 години; Сушка суспензії при 90 0 С, 6 години Zr(OH)4 + n H 2 O Zr. O 2 + n H 2 O Сe(OH)3 + n H 2 O Ce. O 2 + n H 2 O Y(OH)3 + n H 2 O Y 2 O 3 + n H 2 O Al(OH)3 + n H 2 O Al 2 O 3 + n H 2 O Готовий порошок

Морфология частиц гидроокисей и смесей Морфологія агломератів порошків після сумісного осадження Морфологія агломератів порошків γ-Al. O(ОН) після гідротермальної обробки а) 97 мол. % Zr. О 2 – 3 мол. % Y 2 O 3; а) 97 мол. % Zr. О б) 95 мол. % Zr. О 2 – 2 мол. % Ce. O 2 - 3 мол. % Y 2 O 3 ; б) 95 мол. % Zr. О – 2 мол. % Ce. O F-Zr. O 2 + γ-Al. O(ОН) в) 90 % за масою Zr. О 2 (3 Y 2 O 3) – 10 % за масою Al 2 O 3, в) 90 % за масою Zr. О г) 90 % за масою Zr. О 2 (8 Ce. О 2, 2 Y 2 O 3)– 10 % за масою Al 2 O 3, г) 90 % за масою Zr. О д) 80 % за масою Al 2 O 3 – 20 % за масою Zr. О 2 (5 Ce. О 2, 2 Y 2 O 3), д) 80 % за масою Al Принцип орієнтаційної відповідності Данкова Морфологія первинних частинок порошків після гідротермальної обробки Правило Оствальда

Изменение удельной поверхности и морфология частиц порошков Морфологія агломератів порошку складу 90 % за масою Zr. О 2 (8 Ce. О 2, 2 Y 2 O 3) - 10 % за масою Al 2 O 3 після термічної обробки за ступеневим режимом Загальні закономірності : Зміна питомої поверхні порошків при відпалі в інтервалі температур 400 о. С – 1300 о. С а – ступеневий нагрів; б – безперервний нагрів. Øпідвищення температури низькотемпературного фазового переходу F-Zr. О 2 Т-Zr. О 2; Øвзаємне гальмування росту частинок Zr. О 2 і Al 2 O 3, Øпластинчаста форма частинок - Al 2 O 3; Øформування Т-Zr. О 2 і - Al 2 O 3 як результат самоорганізації систем у процесі термічної обробки (спікання) вільно насипаних порошків при 400 -1300 С; Øвисока активність отриманих порошків.

Самоармированные материалы в системе Zr. O 2 -Y 2 O 3 -Ce. O 2 -Al 2 O 3 Композиты, упрочненные частицами Самоармування реалізується при аномальному рості зерен фаз, які формуються з одного або декількох компонентів. При спіканні крупніші неізометричні зерна різної морфології формуються в дрібнозернистій матриці. Si. C , Si 3 N 4, Al. N, Al 2 O 3, Zr. O 2 арму юча фаза – β-Al 2 O 3 Варіювання фазовим складом , організація структурних перетворень, зміна термодинамічних умов спікання Підвищення характеристик міцності матеріалів обумовлено комбінованою дією механізмів трансформаційного зміцнення та відхилення/ /розгалудженння тріщин Високі характеристики міцності матеріалів у системі Zr. O 2 -Y 2 O 3 -Ce. O 2 -Al 2 O 3 обумовлені сукупною дією матриці на основі Zr. O 2(Y 2 O 3, Ce. O 2) та зміцнюючої фази - -Al 2 O 3. Zr. O 2 ( Y 2 O 3 , Ce. O 2) – α – Al 2 O 3

Проектирование самоармированных композитов 90 % за масою Zr. O 2 ( 8 Ce. O 2 , 2 Y 2 O 3 ) – 10 % за масою Al 2 O 3 Питома поверхня : 70 -80 м 2/г; Розмір первинних частинок : 10 -20 нм Виробництво вихідних порошків Формування зразків Спікання Гідротермальний синтез Холодне одновісне формування Комбінований режим Повітря + вакуум Окремі стадії одержання самоармованих композитів у системі Zr. O 2 -Y 2 O 3 -Ce. O 2 -Al 2 O 3 направлені на формування негомогенної мікроструктури, в якій пластинки армуючої фази α – Al 2 O 3 хаотично розташовані у матриці на основі твердого розчину Zr. O 2.

1150 С, 2 г, повітря + 1450 С, 1 г, вакуум = 0, 94 Т- Zr. O 2, Се. Al. O 3 сліди М- Zr. O 2 Ефект Хедвала 1300 С, 2 г, повітря + 1450 С, 1 г, вакуум Мікроструктури зразків після послідовного спікання на повітрі при 1300 C, 2 години та в вакуумі при 1450 C, 1 годину: a, c – мікроструктура; b, d – розподіл алюмінію. = 0, 95 Т- Zr. O 2, М- Zr. O 2, сліди F- Zr. O 2, -Al 2 O 3 та Се. Al. O 3

Влияние минерализатора (Al. F 3) на свойства порошков Рентгенограма і морфологія порошку α-Al 2 O 3, одержаного після відпалу суміші нітрату алюмінію з мінералізатором при температурі 650 о. С, 6 годин Морфологія порошків 97 мол. % Zr. O 2 – 3 мол. % Y 2 O 3 (а, б) і 90 мол. % Zr. O 2– 8 мол. %Ce. O 2– 2 мол. %Y 2 O 3 (в, г) після відпалу в присутності Аl. F 3 при температурі 700 С (а, в) і 1000 С (б, г). Морфологія порошку 90% Zr. О 2(8 Ce. О 2, 2 Y 2 O 3)10% Al 2 O 3, одержаного після обробки Al. F 3

1150 С, 2 г, повітря + 1450 С, 1 г, вакуум = 0, 92 Т- Zr. O 2, М- Zr. O 2, - Al 2 O 3, сліди F- Zr. O 2 Мікроструктура зразків з порошку, обробленого мінералізатором після послідовного спікання при 1300 C, 2 години на повітрі та в вакуумі при 1450 C, 1 годину : a – мікроструктура; b – розподіл алюмінію; c- розподіл церію. 1300 С, 2 г, повітря + 1450 С, 1 г, вакуум = 0, 96 Т- Zr. O 2, М- Zr. O 2, - Al 2 O 3, сліди F- Zr. O 2 Ріст пластинок: ріст зерен процес дозрівання за Оствальдом

Мікроструктура зразків з мінералізатором Після послідовного спікання на повітрі при 1300 C, 6 годин Та в вакуумі in при 1450 C , 1 година: a – мікроструктура; b, e – розподіл цирконію; c, f – розподіл алюмінію; 1300 С, 6 г, повітря + d, g - розподіл церію. 1450 С, 1 г, вакуум = 0, 98 -0, 99 Т-Zr. O 2, - Al 2 O 3, сліди Ce 2 O 3 · 11 Al 2 O 3 Утворення армуючої фази 1300 о. С спікання в області нормального росту зерен Zr. O 2; Ce. O 2 Ce 2 O 3; Al 2 O 3 + Ce 2 O 3 Се. Al. O 3 Ce 2 O 3 · 11 Al 2 O 3

Треки трещин в самоармированных материалах системы Zr. O 2 -Y 2 O 3 -Ce. O 2 -Al 2 O 3 Фрактограми самоармованого композиту В‘язкість руйнування, ( К 1 с, МPа · m 0, 5): 17 [Evans – Charles]; 20 [Niihara] ; 19 – 21 [Shetty] Мікротвердість композиту (Н, МPа): 15600 Міцність , σвиг, МPа : 900 - 1000 Самоармовані композити у системі Zr. O 2 -Y 2 O 3 -Ce. O 2 -Al 2 O 3 перспективні для розробки конструкційних матеріалів

Биоинертные имплантаты на основе Zr. O 2 95 мол. % Zr. О 2– 2 мол. % Ce. O 2– 3 мол. % Y 2 O 3 Використання нанокристалічного порошку Zr. О 2, спільно легованого Y 2 O 3 та Ce. O 2 Одержання регулярної мікроструктури зразків Спікання зразків при зниженій ( 1300 С) температурі для формування дрібнозернистої структури голівок Комплексна обробка вихідних порошків

Изделия медицинского назначения Біоімплантати Изделия для энергетики Елементи твердих електролітів Хірургічні скальпелі Тарілчасті

Биоинертные имплантаты на основе Zr. O 2 Мікроструктура біоімплантату Фотографія біоімплантатів головки шийки стегна Рентгенограми ендопротезів після : а – спікання при 1300 С, 2 години на повітрі; б – обробки в гідротермальних умовах при 140 С, 7 годин.

Thermal Ceramics: 2 examples. • Passive: (Electrical Non Conductor) – Thermal Insulators – Thermal and Chemical Barriers • Preventing Loss of Thermal Energy Thermal Ceramics • Conversion of Thermal Energy at High Temperatures Thermal Ceramics

HMG 1 Ball Size 1 mm 3 mm 5 mm Service Temperature 1900 C 1900 Density g/cc (approx) 1. 1 Surface area cm 2/g 1240 950 990 Alumina/Silica 92/8 Crushing Strength Thermal Conductivity w/m. K About 10 Kg of load supported by each ball. 0. 2

Применение • • Fractal. Balls™ have a porosity of about 70%; when loosely stacked the porosity is about 85%, Fractal. Glue™ bonded Fractal. Balls™ have a porosity of 75% whereas Fractalins™ have a porosity of about 80%. Factal. Balls™ glued with Fractal. Glue™ has a strength of 5 MPa whereas Fractalins™ have a strength of about 6 MPa. Light weight structure materials. Armor, bio-ceramic, abrasive brake pads etc. Coatings for surfaces (metals, ceramics, polymers. ) Thermal insulation Fire protection and stops High temperature furnace linings Gas combustion burners

ЗАКЛЮЧЕНИЕ Основними результатами досліджень є вивчення закономірностей процесів, що відбуваються у нерівноважних термодинамічних системах, утворених синтезованими нанокристалічними порошками, при одержанні з них матеріалів. Достовірні та надійні дані про фізико-хімічні закономірності зміни властивостей нанокристалічних порошків і композитів, отриманих із цих порошків, є науковою основою для створення нових оксидних матеріалів конструкційного та медичного призначення з підвищеними фізико-механічними характеристиками. Дослідження проведено із залученням сучасних методів фізико-хімічного аналізу: диференціально - термічного та рентгенофазового, електронної та оптичної мікроскопії, петрографічних досліджень.

If we had…. – non-ablative materials that could withstand 2750°C … – materials that were exceptionally good thermal conductors… – oxidation resistant and impact resistant ceramic composites… – composites that combined a shape changing component into the matrix… we could…. – use passively cooled leading edges which would simplify the reentry envelop and reduce life-cycle costs. – eliminate the need for actively cooled structures which would lower the weight and reduce system complexity. – eliminate the need to have a structural framework overcoated with a thermal protection system. – adapt to changes in surface pressure or temperature to modify the structure thus improving performance.