Fabricación de Al2O3/de los Compuestos Densos del Estaño Directamente de Compactos de Polvo de la Materia Prima de Al2O3/Ti Usando el N2 Hiping Cápsula-Libre y Su Evaluación

La Síntesis de materiales compuestos densos con las composiciones del AlO₂₃ /del Estaño = 100/0 vol.% 90/10 del ~ ha tentativa directamente de compactos₂₃ de polvo mezclados del AlO/(_0.30Ti, Estaño) usando prensar isostático₂ caliente cápsula-libre de N (HIP). Los polvos Finos del Ti (mm del ~ 0,3 en diámetro) con fase_0.30 del Estaño fueron preparados por la descomposición térmica de los polvos finos pre-machacados₂ de TiH en el °C 400 para 1 h en un vacío, seguido por el tratamiento térmico en el N.₂ Entonces, el AlO/₂₃(Ti, Estaño_0.30) mezcló compactos de polvo con (Ti, Estaño) las partículas_0.30 homogéneo dispersas fue fabricado y después Caballete-sinterizado. Durante la primera fase de HIPing [/6 MPa °C 1350/1 h], se indujo a la reacción el macizo/del gas en medio (Ti,_0.30 Estaño) y₂ N, en las cuales ambas fueron contenidas en los compactos de polvo, que formaran el Estaño. Entonces, después del segundo escenario sucesivo de HIPing [/196 MPa/2 h °C 1350], la mayor parte de los compuestos sinterizados que consistían en fases₂₃ del AlO y del Estaño alcanzaron una densidad relativa más alta que el 98.5% con poros cerrados, sin embargo un HIPing cápsula-libre. Dispersión de las partículas del Estaño (0,30 mm del ~ 0,35) apenas formadas suprimido el incremento de grano del AlO₂₃ durante la sinterización. Las propiedades Mecánicas, tales como resistencia de flexión (s_b), el endurecimiento de Vickers (h)_V, la fortaleza de la fractura (k)_IC, y otras propiedades se han evaluado en función de contenido del Estaño.

Como los nitruros del metal revelan propiedades combinadas a menudo deseables, tales como temperaturas de fusión elevada, alto endurecimiento, baja densidad, resistencia eléctrica inferior, resistencia de desgaste excelente y alta estabilidad química, por lo tanto, han sido ampliamente utilizadas en industrias del semiconductor. Entre los nitruros del metal, el nitruro titanium (TiN) muestra comportamientos excelentes, y ha estado atrayendo interés cada vez mayor mientras que un componente de los compuestos para las aplicaciones amplias, tales como herramientas de corte, trabaja con herramienta la capa, microelectronics1, y las películas del solar-mando.

Muchos papeles en los materiales₂₃ compuestos del AlO-Estaño se han publicado, y muchos de ellos trataron la sinterización de mezclas de los polvos₂₃ del AlO y del Estaño [2-4]. Sin Embargo, los polvos del Estaño disponibles en el comercio consisten en partículas grandes porque Lata para no ser machacados en polvos finos con un de proceso fresado convencional debido a su alto endurecimiento excelente. Por Lo Tanto, la adición de los partilces grandes del Estaño a otros materiales inorgánicos dio lugar a menudo a la reducción de propiedades mecánicas originales, y una mejoría del funcionamiento de materiales compuestos no puede ser preveída.

Aunque los polvos finos del Ti se requieren para distribuir un Estaño del grano fino en la matriz para fabricar compuestos Estaño-adicionales densos con las propiedades mecánicas mejoradas, el Ti del metal no se puede machacar en una partícula fina por proceso bola-fresado convencional debido a su alta ductilidad. Por otra parte, fue señalado que el polvo fino del Ti se podría obtener por la reacción reductor de óxidos metálicos, por ejemplo, el hidrógeno inferior sometido a un tratamiento térmico [5] o NH₃ [6] de TiO fino₂. En el actual estudio para sintetizar el Ti fino del metal, TiH quebradizo₂ fue elegido porque esta pasta puede ser machacada mecánicamente. El polvo del Ti con un diámetro del submicron-contador fue producido por TiH pre-bola-fresado de calefacción₂ en un vacío y entonces bajo atmósfera del nitrógeno. Los AlO₂₃ /los compactos de polvo mezclados Ti eran altos-efectivo fabricado, en las cuales las potencias de este Ti de la multa fueron distribuidas uniformemente en el AlO₂₃. Y el nitrógeno de alta presión HIPing fue aplicado para densify los compactos de polvo usando un método cápsula-libre que puede trae una libre-selección de dimensión de una variable y de talla del compacto sinterizado sin la pre-sinterización de cuerpos verdes casi 92 a una densidad relativa del ~ 93% [1]. Esta N de alta presión cápsula-libre₂ HIPing también permite que los nitruros del metal ser formado, aunque este metal no se puede nitrized bajo presión normal₂ de N en las temperaturas altas. La síntesis Simultánea del nitruro titanium directamente de las propiedades del Ti y₂ de N y de la sinterización y mecánico de los materiales sinterizados fue descrita en relación con sus microestructuras.

Comenzar el polvo era TiH₂ (TSHT, Co. Titanium Ltd, Hyogo, Japón, talla de las Tecnologías de Osaka de partícula del mm₂ del £ 45 de P, de la pureza del ~ el 99.98%). Este polvo quebradizo fue machacado con un molino de bola planetario usando las bolas del SUS (10 milímetros de diámetro) para 24 h a una velocidad giratoria de 200 revoluciones por minuto en AR.

El a Fino - polvo₂₃ del AlO (TM-DAR, mm del ~ 0,10 Co. Ltd de las Substancias Químicas de Taimei, de Nagano, _s de Japón, de P, pureza del ~ el 99.99%) y polvo bola-fresado₂ de TiH (mm_s P~0.3) y fue pesado en el AlO₂₃ /(Ti, Estaño_0.30) = 100/0~89.10/10,89 mass%, si se asume que todo (Ti, Estaño_0.30) transformaría en el Estaño después de una calefacción apropiada bajo altas presiones₂ de N y entonces en las composiciones del AlO₂₃ /del Estaño = 100/0 vol.% 90/10 del ~. Los polvos compuestos eran seco-mezclados con un mortero y una maja para 1 h en AR. Entonces, los polvos mezclados fueron tratados por la descomposición térmica en el °C 400 para 1 h en un vacío, seguido por el tratamiento térmico en 200°C para 1 h en el N.₂ Después de la descomposición térmica, los polvos compuestos fueron mezclados totalmente con un molino de bola planetario usando las bolas parcialmente estabilizadas (PSZ) de la circona (1 milímetro de diámetro) y el metílico-alcohol para el minuto 10 en 700 revoluciones por minuto (una fuerza centrífuga sobre el ~ 11 g). Entonces, los polvos fueron secados en un vacío para 6 h y después enfriados en AR. El polvo seco-mezclado fue condensado usando un molde/un émbolo buzo uniaxiales (13 milímetros de diámetro) en MPa 20 y entonces, densificado por prensar isostático frío (CIP) en MPa 245. El AlO₂₃ /(Ti, Estaño_0.30) mezcló compactos de polvo Caballete-fue tratado. Los compuestos Densos₂₃ del AlO/del Estaño fueron fabricados por N-HIPing cápsula-libre₂ (°C 1350/6 Mpa/1 Mpa °C/196/2h de h +1350); estas condiciones eran resueltas de nuestros resultados experimentales preliminares.

Las fases Cristalinas de muestras fueron determinadas por el análisis de la difracción (XRD) de Radiografía (radiación₁ con un monocromador del grafito, Rint 2200, Rigaku, Osaka, Japón de CuKa). Las densidades A Granel de muestras sinterizadas fueron medidas por el método de Arquímedes. La observación de la Microestructura respecto a las superficies de la fractura de muestras sinterizadas fue realizada por el tipo microscopia electrónica de la exploración (FE-SEM, JSM-7001FD, JEOL Ltd de la campo-emisión. , Tokio, Japón) y sus tallas de grano medias fueron determinados por un método de la interceptación [8]. Después de la identificación cristalina de la fase, las barras de prueba (~ 3×3.5×11 milímetro³) para las mediciones de la mecánico-propiedad fueron cortadas de los materiales sinterizados con una corte-lámina del diamante y entonces sus cuatro caras fueron pulidas para reflejar la superficie con una pasta del diamante (mm nominal de la talla de partícula 1-3).

Y entonces el s de tres puntos de la resistencia de flexión_b fue evaluado con una velocidad de la cruceta de 0,5 mm/min y una longitud de 8 milímetro-palmo usando plantillas del WC. El endurecimiento H de Vickers_V y la fortaleza K de la fractura_IC fueron evaluados con una carga de aplicación de N 19,6 y un rato de la duración de 15 s para del sangrado de márgenes de la fractura el método anterior, y (SI) con la ecuación de Niihara para estes último [9].

Los modelos de XRD de los polvos₂ de TiH después (a) de bola-fresar y (b) de la deshidrogenación de siguiente fueron medidos. Después bola-fresar, de los picos principales de XRD de TiH_1.924 (JCPDS#25-0983) y de una pequeña cantidad de las fases Ni-Cr-FE (JCPDS#35-0983) fueron observados; la última fase era impurezas del vaso y de la bola inoxidables durante fresar. La Deshidrogenación en el °C 400 en un vacío para 1 h dio una mezcla del Ti (JCPDS#44-1294) y del Estaño_0.30 (JCPDS#41-1352); un tratamiento térmico a baja temperatura en N₂ dio lugar a la formación de Estaño_0.30 con un mol de relación de transformación del ~ 4/_0.30 6 del Ti/del Estaño, estimada de intensidades de XRD. El Cuadro 1 muestra las fotografías de SEM para TiH₂ después de bola-fresar y una mezcla del Ti y del Estaño_0.30 después de dehydrogenating, revelando los tamaños de las partículas de ambas muestras de cerca de 0,3 mm.

El Cuadro 1. SEM fotografía para TiH₂ después de bola-fresar, y la muestra que consiste en el Ti y el Estaño_0.30 después de dehydrogenating.

Cuadro 2. fotografías de SEM para las superficies de la fractura (a) de un polvo mezclado (AlO/₂₃(Ti, Estaño_0.3)) compacto y (b) compacto pre-sinterizado (1350 °C/6 MPa/1 h) con la composición correspondiente al vol.%₂₃ AlO/TiN=90/10.

Las densidades A Granel de los compactos mezclados del polvo (_230.3AlO/Ti/TiN) aumentaron monótono a partir 2,28 a 2,34 Mg/m³ con el aumento (de contenido del Estaño_0.3 del Ti/). Inverso, densidades relativas calculadas de los 4,715 Mg/m) teórico de las densidades (3,987, 4,503 y³ de AlO₂₃ (JCPDS#46-1212), del Ti (JCPDS#44-1294) y del Estaño_0.3 (JCPDS#41-1352) respectivamente, si se asume que la relación de transformación del Estaño del Ti/_0.3 era el ~ 4/6, aumentaron un pequeño a partir del 57,2 hasta el 57.8% (Fig. 2 (a)). Entonces los compactos de polvo densos eran heated en el °C 1350 bajo alta presión del nitrógeno de MPa 6 (1 h) y MPa sucesivamente seguido at196 (1 h), por N-HIPing cápsula-libre₂.

Después del 1^st HIPing (el °C 1350/6 M/1 h), el correspong de las muestras a las composiciones del AlO₂₃ /del Estaño = 100/0, 95/5, y el vol.% 90/10 fue evaluado de los puntos de vista; el cambio de fase cristalino, revelado de la microestructura y las densidades relativas, con la expectativa para la formación de Estaño del Ti y de Estaño_0.3 y del ³ pre-sinterizado de los cuerpos 92- densidades relativas del 93% que contienen solamente poros cerrados. Los modelos de XRD (Fig. 3, Dejada) tomados para el compacto de polvo y el cuerpo pre-sinterizado correspondiente al vol.% 90/10 después del 1^st HIPing, respectivamente, revelaron que el AlO consistido en compacto anterior₂₃, Ti y Estaño_0.3, sin embargo, estes último del AlO₂₃ y del Estaño con una pequeña cantidad de AlTiNO_{0.542.460.284.58} (JCPDS#42-1279), probando que la formación de Estaño por la reacción el macizo/del gas en medio (Estaño del Ti/_0.3) y MPa-n 6₂. Las densidades Relativas de cuerpos pre-sinterizados fueron determinadas para ser los 97.5% (100/0 vol.%, densidad a granel de 3,89 Mg/m)³, el 95.5% (95/5 vol.%, 3,87 Mg/m)³, y el 94.5% (90/10 vol.%, 3,90 Mg/m³, Fig. 2 (b)) basada en las densidades teóricas de las fases cristalinas para el AlO₂₃ y Estaño sin respecto a AlTiNO_{0.542.460.284.58}. Estos datos utilizan las ideas que durante el 1r escenario de HIPing mezclaron compactos de polvo cambiarían en cuerpos sinterizados pre- sin los poros abiertos, integrados por matriz₂₃ del AlO y los precipitados del Estaño, y entonces el escenario^nd 2 los cuerpos pre-sinterizados daría lugar a materiales compuestos densos bajo alta presión₂ de N en la misma temperatura de 1350 °C.

El modelo de XRD de los cuerpos sinterizados del HIP (Fig. 3, Correcto) fue medido; había pequeño cambio en la fase cristalina en el rango de AlO₂₃ /de Estaño = 100/0 vol.% 90/10 del ~, sin embargo, el WC y AlTiNO_{0.542.460.284.58} fueron detectados como impurezas. Fue pensado que la impureza anterior era mezclada en las muestras durante la pulverización de los materiales sinterizados densos con una maja estupendo-dura WC-Co y el mortero y este último fueron explicados por la reacción de estado sólido entre el AlO₂₃, el Estaño_0.3 y el Ti reactivo con oxígeno absorbente en su superficie durante HIPing. Las densidades A Granel de los compactos sinterizados cambiaron a partir del 3,97 a 4,07 Mg/m³ con el aumento de contenido del Estaño. Por el contrario, sus densidades relativas disminuyeron a partir el 99,6 al 98.6%; estas densidades relativas eran calculadas usando las densidades teóricas de 3,987 Mg/m³ (AlO₂₃) y de 5,388 Mg/m³ (Estaño: JCPDS#38-1420), en el cálculo, los valores de 15,66 Mg/m³ (WC: JCPDS#25-1047) y 0,978 Mg/m³ (AlTiNO_{0.542.460.284.58}: JCPDS#42-1279) fueron ignorados debido a las pequeñas cantidades. La disminución de densidades relativas se podría explicar en términos de supresión del densification para el AlO₂₃ por la presencia de Estaño, que dio lugar a la reducción de las tallas de grano del AlO₂₃, como será descrita más adelante.

Cuadro 4 fotografías de SEM de los presentes para las superficies de la fractura del AlO así preparado₂₃ /del Estaño = 100/0 de los compuestos del ~ vol.% 90/10 después de N-HIPing cápsula-libre₂ (MPa 1350°C/6/1/196 MPa h-1350 °C/1 h); las microestructuras homogéneas que consistían en pequeños matriz-granos₂₃ del AlO y las partículas finas del Estaño distribuidos en los límites₂₃ de grano del AlO fueron observadas. El incremento de grano Anormal de los matriz-granos₂₃ del AlO no fue reconocido en todas las muestras, revelando que las partículas finas homogéneas del Estaño tenían mando sobre el incremento de grano del AlO₂₃ durante HIPing. De estas fotografías de SEM, las tallas de grano G_s del AlO₂₃ y el Estaño eran estimados: G_s del AlO₂₃ disminuido gradualmente a partir 2,0 a 1.3~1.4 mm, por otra parte, G_s del Estaño era casi constante a partir de la 0,3 dentro del rango de 0,4 mm, estaba sin obstrucción que esta talla era lo mismo que el Estaño_0.3 y el Ti como materias primas. Las densidades A Granel de los compactos sinterizados crecientes monótono con el aumento del contenido del Estaño debido al Estaño pesado, por otra parte, las densidades relativas disminuyeron a partir el 99,6 al 98.6%; aunque usa un HIPing cápsula-libre.

El Cuadro 5 muestra (a) s de tres puntos de la resistencia de flexión_b, (b) el endurecimiento H de Vickers_V y (c) la fortaleza K de la fractura_IC de los materiales₂₃ compuestos del AlO/del Estaño. El s de la fuerza_b fue mejorado con el aumento de contenido del Estaño hasta la composición del AlO₂₃ /del Estaño = el vol.% 97/3, a partir del ~525 al MPa del valor más alto 640, y entonces el valor_b de s disminuyó a MPa ~510. Esta tendencia podría ser explicada que a partir 100/0 a 97/3 vol.% del rango compositivo, las densidades relativas casi era lo mismo que alto pues el 99.3%, sin embargo, G_s del AlO₂₃ disminuyeron gradualmente a partir 2,0 a ~1,3 mm.

(a)

(b)

Cuadro 3. Dejado; modelos representativos de XRD para (a) el compacto de polvo y (b) el cuerpo pre-sinterizado después del 1^st HIPing. La Derecha; Modelos de XRD para los materiales₂₃ del AlO/del Estaño con las composiciones de 100/0~90/10 vol.% después de N cápsula-libre₂ HIPing de (1350 °C/6 MPa/1 h) - (1350 °C/196 MPa/1 h).

Por Lo Tanto, el aumento en fuerza era debido a la reducción de la talla₂₃ de grano del AlO. El endurecimiento H de Vickers_V y la fortaleza K de la fractura_IC aumentaron hasta el AlO₂₃ /el Estaño = el vol.% 95/5 de la composición, y después tendieron a disminuir ligeramente; los valores más altos de H_V y de K_IC eran 19,5 GPa, y 4,5 MPam^1/2, respectivamente. Estos datos probablemente un poco fueron mejorados en comparación con ésos (MPa_b del s =457, H=19.2_V GPa, MPa_IC K=4.43•m)^1/2 para el AlO monolítico₂₃ fabricado en el actual estudio. Los valores de H_V y de K_IC para MPa₂₃ were18-23 GPa y 2.7-4.2 del AlO•m^1/2 [10], y los de las películas finas del Estaño o la cerámica fueron señalados para ser 16-20 Gpa [10] y MPa 3,46•m^1/2 [11], respectivamente. Sin Embargo, hasta ahora, poca información referida sobre propiedades mecánicas del Estaño a granel está disponible debido a su sinterability pobre y el Estaño sí mismo se ha utilizado como película fina. De estos datos podría ser declarado que los comportamientos mecánicos de los actuales compuestos están estrechamente vinculados con sus densidades relativas y talla de grano de la matriz AlO₂₃.

Cuadro 4. fotografías de SEM para las superficies de la fractura de los compuestos₂₃ del AlO/del Estaño con las diversas composiciones.

Cuadro 5. propiedades Mecánicas s₂₃ de la resistencia de flexión de los compuestos del AlO/del Estaño (a)_b, (b) endurecimiento H de Vickers_V , (c) fortaleza K de la fractura_IC en función del contenido del Estaño.

Los compuestos sinterizados Altamente densos₂₃ del AlO/del Estaño con la densidad relativa del 98% o se han fabricado más del polvo mezclado [AlO₂₃ /(Ti, el Estaño_0.30)] compactos directamente síntesis simultánea y sinterizando usando N-HIPing de alta presión cápsula-libre₂. Los Materiales con las composiciones del AlO₂₃ /del Estaño = 97/3 y el vol.% 95/5 que consistía en la matriz homogénea₂₃ y las partículas finas del Estaño (~0,3 mm) del AlO (2.0-1.3 mm) distribuidas uniformemente en los límites₂₃ de grano del AlO dieron propiedades mecánicas más altas que los del alúmina monolítico. De los resultados del actual estudio, se ha borrado que aplicando N-HIPing cápsula-libre₂ a la preparación de la cerámica de ingeniería que contiene el metal-nitruro, que el nitruro incluso es difícil ser sintetizado bajo condiciones convencionales, este proceso provee del método barato de la fabricación la manipulación fácil en un rato corto de la operación. Y los nitruros así preparados del metal proporcionarán a un nuevo campo ancho de la aplicación en futuro.

Los autores desean agradecer al Dr. T. Fujii, Centro de Investigación Industrial de la Prefectura de Shiga en Japón para su oferta de los polvos finos bola-fresados₂ de TiH.

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Katsuya Takaoka, Hajime Yagura, Masaki Kato y Ken Hirota
Departamento de la Química y de la Bioquímica Moleculares, Facultad de Ciencia y Ingeniería, Universidad de Doshisha, Kyo-Tanabe 610-0321, Japón

Este papel también fue publicado en formulario de la huella en “Avances en la Tecnología de Materiales y del Tratamiento de Materiales”, 13 [2] (2011) 93-98.