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May 16, 2023

TiB2 で 1800 °C で 1 GPa を超える高い曲げ強度

Rapporti scientifici Volume 13,

Scientific Reports volume 13、記事番号: 6915 (2023) この記事を引用

306 アクセス

1 オルトメトリック

メトリクスの詳細

ホウ化チタンと炭化ホウ素（70/30体積％）からなる高密度（99.5％）セラミック複合体を放電プラズマ焼結によって得、1800℃のAr雰囲気中での3点曲げ試験によって試験した。 曲げ強度は約1.1GPaと高い。 強度 - ひずみ曲線は、弾性変形と塑性変形が異なる重みで作用する 3 つの領域で構成される独特の形状を示します。 透過型電子顕微鏡観察に基づいて、我々は、炭化ホウ素結晶におけるせん断応力によって引き起こされる機械的エネルギー吸収のプロセスを提案します。(1-11) および (011) 積層面を持つ積層欠陥と、(1-11) 双晶面を持つ双晶は、次のように再配置されます。 (10-1) 双晶面を持つナノ双晶。直交しているが初期のものと同等。 この再配置メカニズムは、まずプラスチックの特徴を提供しますが、さらに強度の向上に貢献します。

原子力エネルギーや航空宇宙産業などの戦略的領域における技術の進歩は、主に革新的な先進機能材料のエンジニアリングに関連しています1。 極限条件用のこのような材料は、非常に高い温度に耐えることができ、高い硬度、靱性、そして理想的には良好な熱、導電性、および化学的安定性を備えている必要があります。 上記の機能はすべて同時に発生する必要があります。 さらに、これらの材料の製造は、安価、迅速、かつ拡張可能である必要があります2。

上述の特定の狭い一連の要件を満たす材料ファミリはごくわずかです3。 その中には、高融点金属 (W および Mo など)、酸化物 (ZrO2 および MgO)、ホウ化物 (TiB2 および TaB)4、炭化物 (TaC、ZrC、および TiC) または窒化物 (TaN および HfN) があります。 一般に、室温では金属は延性があり、塑性変形しますが、セラミックは脆くて硬く、弾性変形します。 しかし、全く予期せぬ、異常な物理的変形機構を伴う変形挙動が発生する場合があります。 たとえば、炭化タンタル (TaC)、ホウ化ハフニウム (HfB2)、炭化ホウ素 (BC と表記) などの一部のセラミックは、結晶欠陥の力学などによる金属と同様の高温での塑性変形に対応できます。 8. 機械的負荷の下では、材料の固有の特性 (結晶化学と欠陥) とナノおよびマイクロスケールの微細構造 (粒径、分布、形状と粒界) の間の相互作用により、エネルギー緩和の新しい物理メカニズムが促進される可能性があります。 これらのメカニズムにより、応力対ひずみ曲線の独特なプロファイルが生じます。 さらに、荷重の適用条件 (荷重の種類、適用率、角度など)、サンプルのサイズ、形状を考慮する必要があることはよく知られています。

ここ数年、TiB2 セラミックや、B4C や SiC9、10、11、12、13、14、15 などで強化された複合材料に大きな関心が集まっています。 これらのセラミックは、通常は室温での曲げ試験によって調査されます。 一般に、欠陥も考慮した複合材料の粒子サイズ、強化、微細構造に応じて、室温での曲げ強度は 600 ～ 900 MPa の値に達します。 巨視的な破壊メカニズムは亀裂の形成と進展に関連しており、これらのメカニズムは脆性セラミックスに典型的なものです。 その中で、複合材料の熱膨張係数の違い、亀裂のたわみ、へき開、粒界破壊の促進による界面微小亀裂の強化が文献で示されています14。 高温におけるこれらの材料の機械的特性について報告されている研究の数ははるかに少ないです。 参考文献 9 には、TiB2 の高温での曲げ強度を示す研究がレビューされています。 試験温度の上昇に伴う上昇傾向が顕著であり、注目に値するものの、曲げ強度値も 1GPa を超えないことがわかりました。 最近、TiB2-B4C 複合材料の曲げ強度が 2000 °C で最大 8.4 GPa という超高い値を達成することが報告されました 16。 これらの値は、室温での曲げ強度の制限 1GPa を大幅に超えています。

非常に興味深いもう 1 つのセラミックは炭化ホウ素 (BC) です。 室温での巨視的な破壊機構は TiB2 の破壊機構と類似点を共有していますが、結晶構造と化学的性質は大きく異なります。 BC ベースのセラミック複合材料の室温曲げ強度も 1GPa を超えません 17,18,19。 BC ベースの複合材料の温度による曲げ強度は参考文献 19 でレビューされています。 曲げ強度対温度の曲線は複雑な挙動を示し、高温では曲げ強度が室温で測定した値を超える場合があります。

前の 2 つの段落では、高温での TiB2 および BC、およびそれらの複合材料の機械的特性の研究が有益である可能性があることを示唆しています。 新しい変形メカニズムは高温で活性化することが期待されており、それらは必ずしも室温での機械試験で確立された従来の傾向や理解に従うわけではありません。 例えば、いくつかの研究では、TiB2-BC、TiB2-TaC、またはBC-TaB2のセラミック複合体が高温での曲げ中に塑性挙動を示し、曲げ強度の増加も記録されていると報告しています20、21、22。 室温での値と比較したときの高温での強度の予想外の増加は、ナノ双晶 23、または高温での双晶の再配列 19 と関連していました。 いくつかのメカニズムは詳細に明らかにされているが24、それらは非常に特定のシステム/システムのクラスに有効であり、したがって観察された機械的特性の全体像を理解することはできないことに注意する価値がある。

この論文では、TiB2-BC 複合材料について、1800 °C で 1 GPa を超える曲げ強度が報告されています。 曲げ強度対温度の曲線は独特の形状を示します。 達成された高強度は、炭化ホウ素粒子内の双晶や積層欠陥などの結晶欠陥がナノ双晶の新しい系に再配置されることによって部分的に説明される。 このメカニズムの詳細とモデルについて説明します。 以前、TiB2-BC 複合材料では、1600 °C 以下で曲げると弾性脆性挙動を示す 20 が、2000 °C では BC の非晶質化と強化を伴う塑性変形が活発になることが報告されています 17。 すでに述べたように、1600 °C での曲げ強度は 1 GPa 未満でしたが、2000 °C ではそれははるかに高く、1.2 ～ 8.4 GPa の範囲でした。 この結果は完全には理解されていないため、中間の曲げ温度での追加の研究が必要であり、これがこの研究の目的です。

サンプルは、「Dr. TiB2 (和光純薬、日本、純度 99%) と BC (International Labs、米国、純度 99) の混合物から Ar (2 L/min 流量) 中で 1900 °C で 10 分間焼結装置 (住友、日本) ％）組成（体積％でＴｉＢ２／ＢＣ＝７０／３０）を有する粉末（図１補足資料を参照）。 最初に、粉末混合物とグラファイトダイ間の十分な電気的接触を確保するために、20 MPa の圧力が適用されました。 加熱は 100 °C min-1 の速度で 800 °C まで行いました。 サンプルをこの温度で 1 分間保持した後、200 min-1 の速度でさらに加熱を実行しました。 一軸圧力は加熱中に徐々に増加し、６０ＭＰａまで上昇した。 サンプルは、1900 ℃から 1800 ℃まで 25 ℃ min-1 の速度で冷却され、室温まで 50 ℃ min-1 の速度で冷却されました。 1800 ℃と 1700 ℃の間で圧力を 60 MPa から 20 MPa に下げました。 ２０ＭＰａの圧力は、ＳＰＳの固化が終了するまで維持された。

アルキメデス法によって測定されたサンプルのかさ密度は、X 線回折によって評価された理論密度の約 99% でした。

Ｘ線回折測定は、Ｄ８ Ａｄｖａｎｃｅ（Ｂｒｕｋｅｒ、カールスルーエ、ドイツ）回折計を用いて実施した（ＣｕＫα線）。 リートベルトシミュレーションには Profex ソフトウェアを使用しました。

直径 30 mm の焼結したままのバルク試験片をダイヤモンド ディスクでバー (高さ×幅×長さ = 2 mm × 2.3 mm × 20 mm) に切断し、ダイヤモンド ペーストで 0.5 μm まで研磨しました。 三点曲げ強度は、日本規格 JIS R160（ASTM C1211-13 構成 A に相当）に準拠し、Ar 雰囲気中 1800 ℃で測定しました。 実験は、Shimadzu AG-X plus システム (島津製作所、日本) を使用して実施されました 22。 スパン 16 mm、負荷速度 0.5 mm/min を使用しました。 曲げ温度までの加熱スケジュールは、室温から 200 °C まで 10 分間、200 °C から試験温度まで 18 °C・min-1 の速度で加熱しました。 試験温度での曲げ試験の前に５分間の滞留時間を採用した。 試験後は試験温度から室温まで20℃・min1の速度で冷却した。

微細構造は走査型電子顕微鏡(SEM)により観察した。 装置は Tescan Lyra 3XMU で、集束イオンビーム設備が装備されています。 高倍率での詳細は、JEOL 2100 顕微鏡を使用した透過型電子顕微鏡 (TEM) によって明らかにされました。 曲げ後の焼結棒に対して TEM 検査を実施しました。 薄いサンプル (サンプル E) は、フリー バー エンドの 1 つに位置する断面の中央領域から得られました。 このサンプルの製造は、イオンミリング (GATAN Precision Ion Polishing System) を含む標準断面 (XTEM) 法によって行われました。 2 番目の薄いラメラ (サンプル F) は、破断付近およびバーの中央の領域から FIB 加工によって抽出されました。 バーの自由端は、材料が破壊される中央よりもはるかに低い内部応力を受けるという仮定の下で、分析された 2 つのセクションは、曲げプロセスの進化の微細構造の説明に意味があると考えられます。

図 1a の XRD パターンを分析すると、ホウ化チタン TiB2 (CIF 4295502306) 相と炭化ホウ素 B13C2 (CIF 4296468901) 相の存在が示されています。 BC は、実験による XRD データと利用可能な粉末回折ファイルの間の最良の一致を考慮して化学量論を示しました。 しかし、BC が固溶体として定義されていることはよく知られており 25、その化学量論を正確に決定することは困難です 26。 ごく最近の進歩 27 では、TEM 施設を使用することで、この点においてより信頼性が高く改良された方法論が提案されていますが、これはまだ簡単ではなく、さらなる改良が依然として必要です。 後方散乱領域で撮影された走査型電子顕微鏡（図1b、c）画像には、顕著なZコントラスト差を持つ最密充填ファセット粒子が示されています。

1800 °C で曲げた後の TiB2-BC 複合材料：（a）XRD パターンとリートベルト精密化。 (b) および (c) 異なる倍率での後方散乱領域の SEM 顕微鏡写真 (明るい粒子は TiB2、暗い粒子は BC)。

暗い粒子は低い実効原子番号、つまり BC に対応しますが、より高い実効原子番号を持つ白い粒子は TiB2 です。 参考文献28の複合材料の形態の定義と分類を考慮すると、結果は、材料がTiB2粒子とBC粒子によって形成された2つの相互浸透した3Dネットワークで構成されていることを示唆しています。 少なくとも BC ネットワークは連続しているように見えます。 SEM で得られた情報は TEM 観察によって裏付けられます。 すなわち、図 2 では、TiB2 と BC の従来の TEM (CTEM) 画像を視覚化できます。 CTEM 画像は、サンプルの電子透過領域に適合する最低倍率の明視野 (BF) モードで取得されました。 質量と厚さのコントラストの強い寄与により、暗い粒子は TiB2 に関連付けられ、一方、明るい粒子は BC に関連付けられます。 CTEM 画像から、結晶粒はおよそ 1 ～ 2 µm であることがわかります。 図2bには、積層欠陥と双晶を備えたBC粒子の高解像度の詳細が示されています。 1800 °C で曲げた後、自由端および破断領域に近い位置から抽出したサンプル E と F のさらなる詳細と相違点が明らかになりました (「方法」セクションを参照)。 これらについては次の段落で説明します。

1800 °C での曲げ試験後の TiB2-BC バーの変形していない端からのサンプル E (a) TiB2 (より暗い) および BC (より明るい) 粒子を示す低倍率の BF-CTEM 画像。 (b) BC 粒子内の積層欠陥と双晶のシステムを示す HRTEM 画像。

棒の変形していない端から曲げた後に抽出されたサンプル E では、図 3a の CTEM 画像に示されている粒子上で、制限視野電子回折 (SAED) により、TiB2 相と BC 相の存在に関する前の段落の記述が確認されます。図2a。 BC粒子内の積層欠陥と双晶の高解像度画像（HRTEM）を図3bに示します。 双晶面は (1-11) であり、障害は (1-11) および (011) 面スタックで発生します。 BC 結晶の六方晶系では、(011) と (1-11) が結晶の逆数空間の正規直交基底内の同等の面であることに注目します。

1800 °C での曲げ試験後の TiB2-BC バーの自由端からのサンプル E。 (a) 領域 1 = BC および領域 2 = TiB2 の CTEM および選択領域電子回折 (SAED) 画像。 (b) BC 粒子内の積層欠陥と双晶 (1) を示す HRTEM および SAED 画像。 サンプル F は 1800 °C での曲げ試験後の TiB2-BC 棒の破断付近。 (c) CTEM および SAED 画像。領域 1 = TiB2、領域 2 = BC 結晶粒子。 (d) BC のナノツインを示す HRTEM および SAED 画像。

1800℃で曲げた後の焼結棒の破断領域から切り取ったサンプルFでは、電子透過部のCTEMにより2つの粒子間の界面が示されています（図3c）。 SAED は、観察された 2 つの粒子が TiB2 と BC であることを示しています。 TiB2 (空間群 191、a = b = 3.02920 Å、c = 3.22 Å) と BC (空間群 166、a = b = 5.653 Å、c = 12.156 Å) は両方とも六方晶系結晶族の一部です。 BC の高解像度イメージング (図 3d) は、(10-1) 双晶面を持つナノ双晶 (幅 < 5 nm) の複雑な系を示しています。 この面は、サンプル E にある前述の (011) 面および (1-11) 面に相当します。

サンプル E の積層欠陥は、Strain++ ソフトウェア 29 を使用して分析されました。 ひずみ計算のための基準座標系は、BC の (1-11) 結晶面に沿った Oy 軸に合わせられました。 Ox 軸と Oy 軸に沿った引張/圧縮ひずみとせん断ひずみが 2 つの積層欠陥の近傍で解析されました (図 4b)。 Epsxx と Epsyy は、それぞれ Ox と Oy に沿った引張/圧縮ひずみを示します。一方、Epsxy と Epsyx はせん断ひずみのラベルです (ひずみテンソル対称性のため、これらは同様の値を持つはずです)。 計算された値は、局所的なひずみとしては比較的高く、積層欠陥内の重大なせん断ひずみを示唆しています。 同様に、局所応力の高い値は他の状況でも観察されています 30,31。

SPS によって得られた TiB2-BC サンプルで測定された 1800 °C での典型的な曲げ強度曲線。

1800 °C で測定された典型的な強度-ひずみ曲線を図 4 に示します。曲線は複雑です。 弾性領域があり、その後に 300 MPa 付近の強度で塑性変形が起こり (強度が一定またはわずかに低下する)、比較的直線的な強化領域があり、曲げ強度が 1 GPa を超えるまで続きます。 4 つのサンプルについて 1800 °C で測定された曲げ強度値は 1.08 ～ 1.7 GPa でした。

曲げ曲線の複雑な非線形プロファイルが文献に記載されています。 高い類似性（つまり、変形の弾性領域、塑性領域、および強化領域が区別される）は、弾塑性構造ポリマー複合フォーム32および多孔質の古代ローマレンガ33で測定された室温での圧縮曲線と見られます。 引張試験では、構造用フォームの場合にも塑性領域が示されます 32、34。 繊維強化コンクリートについては、室温曲げ試験における弾性領域と塑性領域が報告されています 35,36。 参考文献 37 で報告されている微小圧縮試験では、フラッシュ焼結 TiO2 酸化物セラミックの室温可塑性が実証されました。 この効果はナノスケールの積層欠陥とナノ双晶の形成によるものと考えられ、フラッシュ焼結プロセスによって導入された高密度の既存の欠陥と酸素空孔によって促進される可能性があります。 「はじめに」のセクションですでに述べたように、ホウ化物および炭化物セラミックは、金属の塑性挙動に似た高温での高い延性を示すこともあります5、6、8。 最大 50% の非常に大きな変形ひずみが参考文献 8 で報告されています。 HfB2 セラミックの 2000 °C での曲げ用。 900 ～ 1500 °C の温度範囲内では、加工硬化効果も観察されました。 双晶形成の証拠は見つからず、金属の古典的な冷間変形モデルによる転位可塑性 (上昇のない純粋な転位滑り) が推測されました。 この研究で調査された複合材料には、ZrB2 および HfB2 と同じ結晶構造 (ヘルマン・モーガン空間群 P6/mmm) を共有する TiB2 が含まれています。 しかし、TiB29,38 と ZrB239,40 の両方において、1600 ～ 2000 ℃までの高温可塑性の証拠は報告されていません。 上記の TEM 結果が示すように、高温曲げ後の TiB2-BC セラミックの TiB2 粒子には欠陥が存在しないこと、および BC の 3D 連続ネットワークを備えた特定の複合形態は、強度とひずみの定義に主に寄与していることを示唆しています。カーブプロファイルは紀元前のものです。 2 つの相の欠陥の状態が異なるだけでなく、たとえば B4C と TiB2 のそれぞれ 2763 °C と 3230 °C の異なる融解温度に反映されるように、結晶化学も異なることに注意してください。 したがって、この違いは、曲げ温度 1800 °C での機械的負荷下でのひずみ活性化欠陥ベースのプロセスの可能性が高いのは、溶融温度が低い相、つまり BC であることを示唆しています。 TiB2-BC 複合材料の機械的応答の全体像を把握するために、以前の結果の簡単な要約を提供することで、この実験の背景も定義します。 注目すべきことに、TiB2-BC は、不活性 Ar 雰囲気中、2000 °C で最大 8.4 GPa という超高い曲げ強度を備えています。 材料の機械的応答は、この温度で大幅な塑性変形 (10% を超えるひずみ) を示し、同時に強化プロセスも発生します。 著者らは、曲げた後、延性挙動の原因となり得る大きな非晶質領域を TEM で観察しました。 1600 °C 未満では、複合材料は塑性挙動を示さずに典型的な脆性反応を示し、破壊強度は 1 GPa を超えません。 これらの比較の詳細と、1800 °C でテストしたサンプルには非晶質領域が存在しなかったという事実は、中間の曲げ温度では新たな変形状況が発生することを強く示唆しており、基本的および実用的な観点の両方から非常に興味深いものです。 B4C 粒子の変形を伴う TiB2 粒子の周囲に 1600 °C 以上の曲げ加工中に空洞が形成されることが参考文献 20 で提案されていますが、その数は観察された挙動、特に顕著な塑性（10% を超えるひずみ）の発生のみを説明するには非常に少ないものでした。 。 空洞の形成は、複合材料中の TiB2 粒子が TiB2-BC 粒界で発達する際の寄与を証明します。

取り上げられた結果と文献から提示された情報に基づいて、曲げ応力下でサンプル E のような BC 粒子からサンプル F のような新しい双晶系への積層欠陥と双晶の初期系が再組織化されると推測されます。 示された欠陥の再構成は、次のメカニズムを通じて起こると提案されています（図5c）。（1-11）双晶面（ステージI）に沿って加えられる外力（曲げプロセス中）により、双晶ドメインが強制的に変形する可能性があります。回転して位置を合わせます (ステージ II)。 一方向（双晶面に沿った）の変形は外部から加えられた力によって拘束されるため（ただし、滑りを妨げる可能性のある BC-BC または TiB2-BC の粒界や BC の欠陥にも影響されます）、エネルギー散逸によりそのため、直交方向のせん断が起こり始めます (ステージ III)。これは、特に結晶学的再配列の影響を受けやすい (011) 積層欠陥に沿って作用します。 せん断によって結晶構造がナノ双晶に再配置されるのに十分なエネルギーが提供されると、システムはエネルギー的に安定した状態に達します (ステージ IV)。 このモデルは局所的なものであり、実際にランダムに配向した多結晶材料全体が考慮されると、歪みの局所的な分布により段階 I ～ IV が同時に発生し、発展します。 したがって、測定された曲げひずみを増大させる荷重の増加下では、観察される材料全体の応答 (図 4 の曲げ強度 - ひずみ曲線を参照) は、サンプル全体にわたって累積されたステージ I ～ IV の局所プロセスによって決定され、それらの重量の相互作用によって。

(a) 等価面 (1-11) および (011) を示す VESTA ソフトウェアによる炭化ホウ素結晶表現。 (b) サンプル E で撮影された HRTEM 画像。Oy が (011) 面に平行なひずみ成分を示しています。 (c) 曲げ荷重下でのサンプル E のような双晶構造と積層欠陥構造からサンプル F のようなナノ双晶構造への遷移の概略図。

提案されたモデルに基づく、図 4 の曲げ強度-ひずみ曲線の解釈は次のようになります。

高温 (1800 °C) で曲げ荷重がかかると、弾性変形後、積層欠陥は滑りやすくなり、塑性変形が生じ、双晶 (1 ～ 11) の数が増加します (ステージ I および II)。 積層欠陥と双晶に関連するプロセスは、曲げ荷重によって注入されるエネルギーにシステムを適応させようとしますが、エネルギー吸収におけるそれらの寄与は異なります。 せん断ひずみは、初期の積層欠陥および双晶の平面に対して直角に (逆空間の正規直交基底内で) 回転した双晶平面により、新しい双晶の形成を増加および促進する可能性があります (ステージ III)。 マクロレベルで全体的にある程度のバランスが達成され、材料は変形を維持するため、曲げ強度は明らかに塑性変形型の挙動でひずみに対してほぼ一定になります（図4、強度-ひずみ曲線のほぼ水平領域）。

双晶の再配置のプロセスがほぼ完了すると、最も安定した構成 (ステージ IV) にある新しい双晶が材料の強化に重要な役割を果たし、高ひずみで弾性状になる変形挙動の中で曲げ強度を高い値に押し上げます。価値観。 極限破壊強さは1GPaを超えます。 これは比較的高い値であり、参考文献 16 に記載されているように、提案されたメカニズムも有効であり、2000 °C で曲げられた TiB2-BC サンプルで観察された強化に寄与している可能性があることを示唆しています。

興味深い観察は、場合によっては、せん断誘起相境界が炭化ホウ素材料に非対称双晶を生成すると報告されていることです7,19。 積層欠陥の重要な役割を認識する双子の再配置は、Mg サンプルの TEM によってその場観察されています 24。 ただし、すでに指摘したように、高温でのセラミックの変形は金属の室温での変形といくつかの類似点を共有する可能性がありますが、金属とセラミックは異なります8。 参考文献23のBCで測定された高い強度は、双晶境界の滑りが抑制されているこの研究で得られたものと同様のサイズのナノ双晶によるものであると考えられました。 この研究による複合材料では、双晶境界を直交方向に再配置することで双晶境界の滑りをブロックし、強化に貢献できます。

要約すると、提案された双子の再配置メカニズムは、強度-ひずみ曲線の特異な形状を説明できますが、他の強化および破壊メカニズムも寄与する可能性があります。 複合材料における TiB2 の役割を無視してはなりません。 TiB2 には転位などの特有の欠陥は観察されていません。 TiB2 単結晶では、結晶欠陥の形成とダイナミクスに関連する塑性流動は 1500 °C 以下の温度では観察されませんでした 38。 一方、参考文献 41 では、TiB2 と同様の結晶構造を持ち、機械的負荷や高温下で脆性挙動を示す ZrB2 では転位が発生することが報告されています。 ただし、それらの再配置は速く、材料が破壊され、高温で荷重が作用しなくなると、簡単に消滅する可能性があります。

B4C-ZrB2 複合材料の空気中での曲げ強度は、温度 1600 °C までは弾性挙動 (線形) を示します40。ただし、温度が上昇すると曲げ強度は低下し、破壊ひずみは増加します。 この作業では、曲げはArの不活性雰囲気中で実行されたことを思い出してください。 ただし、酸素によるある程度の汚染の可能性があります。 また、SPS 加工で使用されるグラファイト ダイ システムからの炭素の一部の取り込みが発生し、機械的特性に寄与する可能性があります。 Ar 中での曲げでは、TiB2 は本質的に弾性を保ちますが、参考文献 42 によれば、〜 1000 °C の温度までは弾性率がわずかに減少します。 1200 °C を超えると、温度の低下が加速します 8,9。 弾性の変化は、局所的なひずみ分布、エネルギー吸収、ひいては異なる温度での荷重に対する TiB2-BC 複合材料からの BC の応答に影響を与える可能性があります。

Abzianidze et al.43 は、炭化ホウ素セラミックにおいて 1000 °C を超える温度で曲げ強度が向上することを観察し、これは脆性 - 延性転移温度での最大値に向けた微小延性の発達に関連していました。 これは、構造欠陥付近の局所的なピーク応力の熱活性化緩和の結果であると考えられました。 さらに温度が上昇すると (> 1600 °C)、マクロ延性が発達し、強度が単調減少します。 ミクロおよびマクロの延性メカニズムについては議論されていません。 炭化ホウ素にはもう一つ独特の特徴があります。 つまり、体積熱膨張係数は温度に対して線形ではありません。 それは約 1000 °C で最大値まで増加し 44、約 700 °C で別の小さなピークを示します。

最後の 3 つの段落は、BC と TiB2 の両方の高温での機械的挙動に関する情報を明確にする必要があることを示しています。 完全に理解するには、TiB2 と BC の機械的特性だけでなく、複合システム内のそれらの複雑な相互作用も評価する必要があるため、さらなる研究も必要です。

結果は、研究した TiB2-BC 複合材料中の炭化ホウ素が高温での曲げ荷重下で、積層欠陥と双晶のエネルギー的に有利な再配列を示すことを示しています。 これは主に、六方晶系結晶族内の炭化ホウ素の結晶面 (1-11)、(011)、および (10-1) の等価性と、比較的大きなせん断歪み成分によるものです。 提案された欠陥の再配置メカニズムは、システムに可塑性を与え、その後弾性のような強化をもたらします。 せん断ひずみ成分により、双晶境界が直交する結晶方向に再配置されます。 このプロセスは、まず材料に導入されたエネルギーを塑性変形挙動内に収め、その後、強化を促進する双晶境界滑りをブロックします。 これは、変形を増加させる一連の 3 つの領域で構成される 1800 °C での応力 - ひずみ曲げ曲線の独特の形状を部分的に説明します。(i) 従来の弾性的な方法による強度の増加。 (ii) 塑性挙動に対する一定の強度。 (iii) 破断するまでの弾性的な強度の増加。 このセラミック複合材料の延性の発生とは別に、主な結果は複合材料の強化であり、1800 °C での曲げ強度は 1 GPa を超えます。

現在の研究中に生成された、および/または研究中に分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて対応する著者から入手できます。

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A. ク​​ンサー & P.​​ バディカ

物質・材料研究機構〒305-0047 茨城県つくば市千現1-2-1

O. ヴァシルキフ & H. ボロディアンスカ

東北大学 WPI 金属材料研究所 (WPI-AIMR)、〒980-8577 仙台市青葉区片平 2-1-1

D.デミルスキー

東北大学物質理工学部〒980-8579 仙台市荒巻字青葉6-6-02

D.デミルスキー

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OV、PB、DD、および HB は材料を入手して曲げ実験を実施し、HB は X 線回折による材料の特性評価を実施し、AK は透過型電子顕微鏡実験を実施し、原稿の初稿を書き、図を編集しました。 すべての著者が結果分析に貢献し、原稿をレビューしました。

O. Vasylkiv、D. Demirskyi、または P. Badica への対応。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガー ネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

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転載と許可

クンサー、A.、ヴァシルキフ、O.、ボロディアンスカ、H. 他。 TiB2-B4C複合材料では1800℃で1GPaを超える高い曲げ強度を実現。 Sci Rep 13、6915 (2023)。 https://doi.org/10.1038/s41598-023-33135-w

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受信日: 2022 年 9 月 14 日

受理日: 2023 年 4 月 7 日

公開日: 2023 年 4 月 27 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-33135-w

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