Физика и химия стекла. T. 47, Номер 5, 2021

  1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика и химия стекла
  4. T. 47, № 5, 2021

Физика и химия стекла, 2021, T. 47, № 5, стр. 504-517

Фазовые равновесия в системе Al2O3–SiO2–ZrO2: расчет и эксперимент

В. А. Ворожцов 1, 2, *, Д. А. Юрченко 1, В. И. Альмяшев 1, 3, 4, В. Л. Столярова 1, 2

1 Институт химии силикатов им. И.В. Гребенщикова РАН
199034 Санкт-Петербург, наб. Макарова, 2, Россия

2 Санкт-Петербургский государственный университет
199034 Санкт-Петербург, Университетская наб., 7/9, Россия

3 ФГУП “НИТИ им. А.П. Александрова”
188540 Ленинградская область, Сосновый Бор, Копорское шоссе, 72, Россия

4 Санкт-Петербургский государственный электротехнический университет “ЛЭТИ” им. В.И. Ульянова (Ленина)
197376 Санкт-Петербург, ул. Проф. Попова, 5, Россия

* E-mail: st011089@student.spbu.ru

Поступила в редакцию 19.03.2021
После доработки 28.05.2021
Принята к публикации 07.06.2021

Полный текст (PDF)

Аннотация

Рассмотрены фазовые равновесия в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 до температуры 2550.15 К, рассчитанные с использованием базы данных Nuclea, при сопоставлении с экспериментальными данными, имеющимися в литературе. Рассчитанные восемь изотермических сечений фазовой диаграммы рассматриваемой системы являются дополнением к ранее полученным немногочисленным экспериментальным данным. Проведено обсуждение фазовых равновесий в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 при сопоставлении с соответствующими бинарными системами.

Ключевые слова: фазовые равновесия, термодинамические свойства, база данных Nuclea

ВВЕДЕНИЕ

Материалы на основе многокомпонентной стеклокерамической системы Al2O3–SiO2–ZrO2 представляют значительный интерес при разработке оптимальных и актуальных решений в различных областях современной техники:

– для технологии огнеупоров и протекторных покрытий жаростойких металлических материалов [1, 2],

– для оптической промышленности, медицинского и стоматологического применения [3, 4],

– при производстве стеклокерамики с низкими коэффициентами теплового расширения [5] и стеклокерамики с высокой объемной прочностью [6, 7],

– при получении материалов с высокой каталитической активностью [8], керамических матричных композитов [9], подложек интегральных схем для высокоскоростных компьютеров [10, 11], материалов с высокой химической стойкостью [12–15].

Актуальность рассмотрения фазовых равновесий в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 продиктована широким спектром потенциальных практических приложений найденных экспериментальных данных и теоретических подходов при анализе, моделировании и прогнозировании различных высокотемпературных процессов в металлургии, аэрокосмической технике, при получении стекол, стеклокерамики и покрытий. Особенно следует отметить уникальные свойства стеклокерамических люминесцирующих материалов, которые могут быть получены на основе рассматриваемой системы, такие как высокая химическая устойчивость, термостойкость, низкий коэффициент линейного теплового расширения, высокие механические и диэлектрические свойства.

Однако недостаток и противоречивость данных о фазовых равновесиях и высокотемпературных физико-химических свойствах системы Al2O3–SiO2–ZrO2 не позволяют выбрать оптимальные условия синтеза и эксплуатации перспективных материалов нового поколения на ее основе.

Современныe подходы к разработке перспективных высокотемпературных материалов и технологий требуют достоверной информации о:

– фазовых равновесиях в рассматриваемых системах,

– процессах испарения и термодинамических свойствах при высоких температурах,

– теоретических подходах для моделирования, в частности термодинамических свойств и фазовых равновесий в многокомпонентных системах при высоких температурах.

В настоящее время эта комплексная задача находит решение при создании баз термодинамических данных и моделей, необходимых для прогнозирования физико-химических свойств материалов и поиска оптимальных технологических решений при высоких температурах, среди них созданные в последнее десятилетие базы данных ThermoCalc [16], FactSage [17], SGTE [18] и Nuclea [19]. Дальнейшая работа в данном направлении позволяет получать взаимосогласованную и взаимодополняющую информацию, в частности о фазовых равновесиях в исследуемых системах, что в значительной степени облегчает поиск и разработку материалов и технологий нового поколения.

Таким образом, для расширения круга задач, которые могут быть решены с использованием материалов на основе системы Al2O3–SiO2–ZrO2, необходимо, в частности, наличие достоверной информации о фазовых равновесиях. С этой целью в настоящей работе проведен обзор известной информации о диаграммах состояния бинарных систем Al2O3–ZrO2, Al2O3–SiO2 и SiO2–ZrO2 и экспериментальных данных о фазовых равновесиях в рассматриваемой трехкомпонентной системе, а также представлены результаты расчета сечений ее фазовой диаграммы с использованием базы данных Nuclea [19]. В настоящее время отсутствует единая точка зрения о фазовых равновесиях даже в составляющих эту систему бинарных системах, что обусловлено высокими температурами проведения экспериментальных исследований, а также сложностью достижения и стабилизации равновесного состояния исследуемых образцов рассматриваемой системы. В настоящей работе предпринята попытка провести дальнейшую экспертную оценку имеющихся экспериментальных данных о фазовых равновесиях в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 и дополнить ее результатами, полученными с использованием базы данных Nuclea [19].

МЕТОДИЧЕСКАЯ ЧАСТЬ

Рассмотрим имеющиеся данные о фазовых равновесиях в бинарных системах Al2O3–ZrO2, Al2O3–SiO2 и SiO2–ZrO2, дополняющие данные, приведенные в справочных изданиях [20, 21].

В системе Al2O3–ZrO2 не обнаружены химические соединения. Диаграмма состояния указанной системы относится к эвтектическому типу с областью твердых растворов со стороны ZrO2. В одной из ранних работ [22] было установлено существование высокотемпературной фазы ε-Al2O3, что позже не было подтверждено. Найденные величины пределов растворимости Al2O3 в полиморфных модификациях ZrO2, а также температуры фазовых переходов согласно работам [22–25] различны, однако данные о топологии фазовых равновесий в этой системе не противоречат друг другу (рис. 1). Оптимизация фазовой диаграммы системы Al2O3–ZrO2 проводилась неоднократно [26–30] в рамках подхода Calphad [31]. Отметим, что в работе [28] была выполнена оптимизация термодинамического описания рассматриваемой системы с использованием только экспериментальных данных о фазовых равновесиях без привлечения термодинамических свойств системы Al2O3–ZrO2 вследствие их отсутствия. В [29] особое внимание было уделено выявлению пределов растворимости оксида алюминия в тетрагональной и кубической модификациях ZrO2 при оптимизации фазовой диаграммы этой системы. Дальнейшая переоценка параметров смешения в тетрагональном и кубическом твердых растворах на основе ZrO2 была проведена в работе [30] в связи с изменениями термодинамического описания полиморфных модификаций ZrO2.

Рис. 1.

Диаграмма состояния системы Al2O3–ZrO2. Данные работ: (а) [22]; (б) [23], [24]; (в) [25]; (г) [26], [27].

Система Al2O3–SiO2 изучена неоднократно [32–36] вследствие ее исключительной значимости в технологии огнеупоров, в особенности благодаря уникальным физико-химическим свойствам муллита и корунда. Имеющиеся в литературе данные о диаграмме состояния системы Al2O3–SiO2 различаются топологической особенностью, связанной с характером плавления муллита и областью гомогенности этого соединения. В одной из первых работ, выполненных в данном направлении [32], фаза муллита была представлена на диаграмме состояния фазой постоянного состава, разлагающейся перитектически при температуре 2083 К. Дальнейшие детальные исследования фазовых равновесий в области образования муллита позволили показать конгруэнтный характер его плавления и обнаружили область гомогенности данной фазы в исследуемой системе (рис. 2а–в). В работах [37, 38] проведена термодинамическая оптимизация фазовой диаграммы Al2O3–SiO2 по обобщенному массиву экспериментальных данных, в которой уточнены границы существования фазы на основе муллита вплоть до ее плавления (рис. 2д). Необходимо отметить работы [39, 40], в которых выполнено изучение область метастабильного расслаивания в системе Al2O3–SiO2 (рис. 2г) [39].

Рис. 2.

Диаграмма состояния системы Al2O3–SiO2. Данные работ: (а) [32]; (б) [35]; (в) [36]; (г) [39]; (д) [37].

Согласно [20, 21], в системе SiO2–ZrO2 найдено только одно соединение – силикат циркония ZrSiO4. Имеющиеся в литературе данные [41–45] не позволяют сделать однозначное заключение о высокотемпературном поведении ZrSiO4, так как в некоторых работах наблюдалось перитектическое разложение на тетрагональный ZrO2 и жидкую фазу, а по результатам других работ выявлен распад ZrSiO4 в твердой фазе на тетрагональный ZrO2 и кристобалит. Отметим, что температура, при которой происходит твердофазное разложение циркона, очень близка к температуре эвтектики в данной системе, чем и обусловлена сложность достоверного установления природы разложения указанного соединения. Следует подчеркнуть отсутствие существенной растворимости компонентов системы SiO2–ZrO2 друг в друге, а также наличие высокотемпературной области жидкофазного расслаивания в рассматриваемой системe, границы которой в различных работах (особенно температура критической точки) заметно различаются (рис. 3). Критический анализ имеющихся данных о термодинамических свойствах и фазовых равновесиях в системе SiO2–ZrO2 выполнен в работе Sun Yong Kwon и In-Ho Jung [46], в которой впервые проведена оптимизация фазовой диаграммы этой системы в рамках подхода Calphad.

Рис. 3.

Диаграмма состояния системы SiO2–ZrO2. Данные работ: (а) [41]; (б) [42], [43]; (в) [44], [45].

Фазовые равновесия в трехкомпонентной системе Al2O3–SiO2–ZrO2 были изучены экспериментально только в одной работе [47]. Исследования [47] были вызваны необходимостью получения непротиворечивой информации о фазовых равновесиях в рассматриваемой трехкомпонентной системе при отработке технологии композиционных материалов в концентрационном интервале муллит–оксид циркония. К основным итогам этой работы следует отнести:

– идентификацию трехкомпонентной инвариантной точки, отвечающей температуре 1978 ± 5 К (менее, чем предполагалось ранее) и составу, содержащему 0.72AlO1.5 : 0.16SiO2 : 0.12ZrO2, мол. дол.,

– уточнение границ фазовых областей в окрестности указанной выше точки. Полученные проекции поверхности ликвидуса в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 приведены на рис. 4 [47].

Рис. 4.

Проекции поверхности ликвидуса в системе Al2O3–SiO2–ZrO2, предложенные в [47]. Температуры даны в градусах Цельсия согласно оригинальной работе.

В настоящей работе был проведен термодинамический расчет фазовых равновесий в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 с использованием базы данных Nuclea и минимизатора энергии Гиббса Gemini2 [19, 48]. Ранее используемая база данных была предложена для оптимизации и оценки термодинамических свойств систем, представляющих интерес для анализа протекания тяжелых аварий на атомных электростанциях на внутре- и внекорпусной стадии. В дальнейшем база данных Nuclea нашла применение для решения более широкого круга задач при рассмотрении фазовых равновесий в многокомпонентных системах. База данных Nuclea [19, 48] представляет собой систематический анализ результатов экспериментального изучения фазовых равновесий и термодинамических свойств в более чем трехстах бинарных и трехкомпонентных системах, представленных в виде самосогласованных диаграмм состояния. Эта информация хранится в базе данных в виде концентрационных и температурных зависимостей энергии Гиббса изученных в этих системах фаз. Использованный в данной работе минимизатор энергии Гиббса Gemini2 [19, 48] позволяет проводить экстраполяцию при термодинамическом описании систем, которые не были включены в базу данных при ее разработке.

Для описания термодинамических свойств системы Al2O3–ZrO2 в базе данных Nuclea взяты данные работ Alper et al. [23] и Fischer et al. [24]. Однако при этом на фазовой диаграмме системы Al2O3–ZrO2 не учтена область твердых растворов со стороны ZrO2, а учтены только температуры фазовых переходов между полиморфными модификациями ZrO2. При описании термодинамических свойств системы Al2O3–SiO2 в базе данных Nuclea принята фазовая диаграмма, приведенная в работе [33], со скорректированным ходом ветки ликвидуса со стороны SiO2 с учетом наличия метастабильной области расслаивания. К сожалению, в данной версии фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2 в базе данных Nuclea не учтена область гомогенности и пределы существования фазы на основе муллита. При моделировании фазовых равновесий в системе SiO2–ZrO2 в базе данных Nuclea были использованы данные, полученные Жирновой [49] в высокотемпературной части фазовой диаграммы, результаты Торопова и Галахова [42], а также Butterman и Foster [44]. Анализ результатов, приведенных в базе данных Nuclea для системы SiO2–ZrO2, иллюстрирует несоответствие расчетных и экспериментальных данных в области кривой ликвидуса, близкой к SiO2. Это обстоятельство в дальнейшем может привести к некорректным результатам прогнозирования фазовых равновесий в трехкомпонентной системе Al2O3–SiO2–ZrO2. Именно по этой причине предлагаемые в данной работе результаты расчета фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 с использованием базы данных Nuclea могут иметь ряд недостатков, в особенности в области существования муллита и концентрационных диапазонах вблизи ZrO2.

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Полученные результаты расчета фазовых равновесий в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 с использованием базы данных Nuclea [19, 48] представлены в виде изотермических сечений фазовой диаграммы рассматриваемой системы. Расчет проводился начиная с температуры 400.15 К. В интервале температур 400.15–1327.15 К на сечении фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 наблюдались следующие три поля трехфазных равновесий: SiO2 + ZrSiO4 + муллит; ZrSiO4 + муллит + Al2O3; ZrSiO4 + ZrO2 + Al2O3. При этом по мере повышения температуры наблюдалось изменение полиморфных модификаций SiO2: α-кварц ⇔ β-кварц при температуре 847.00 К и β-кварц ⇔ тридимит при температуре 1143.00 К. При температуре 1327.54 К отмечено изменение состава трехфазных фазовых полей (рис. 5). Неизменным осталось равновесие SiO2 + ZrSiO4 + + муллит, при одновременном появлении новых трехфазных полей ZrSiO4 + муллит + + ZrO2 и муллит + ZrO2 + Al2O3. Вследствие этого при температурах выше 1327.54 К в равновесном состоянии наблюдались моноклинный ZrO2 и муллит, что не отмечалось ранее при более низкой температуре.

Рис. 5.

Фазовые равновесия в системе Al2O3–SiO2–ZrO2, рассчитанные в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea: температурный интервал 400.15–1327.54 К (а); температурный интервал 1327.54–1834.40 К (б). AlO1.5 – тригональная модификация. ZrO2: моноклинная модификация при 400.15–1478.00 К, тетрагональная модификация 1478.00–1834.40 К. SiO2: α-кварц при 400.15–847.00 К, β-кварц при 847.00–1143.00 К, тридимит при 1143.00–1744.00 К, кристобалит при 1744.00–1834.40 К.

При дальнейшем повышении температуры до 1834.41 К в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 наблюдалась тройная эвтектика, что на 33.59 К ниже, чем температура эвтектики в бинарной системе Al2O3–SiO2, равная 1868.00 К. В равновесии в указанной тройной эвтектике находились фазы кристобалит SiO2, циркон ZrSiO4, муллит и расплав состава 0.041AlO1.5 : 0.015ZrO2 : 0.944SiO2, мол. дол. На рис. 6 дано рассчитанное изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 1868.00 К. На данном изотермическом сечении фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 (рис. 6), получено восемь фазовых полей. Два поля отражают трехфазные равновесия субсолидусной области (ZrSiO4 + муллит + ZrO2 и муллит + ZrO2 + Al2O3) без учета однофазной области гомогенности муллита и связанных с ней двухфазных полей. Далее отмечены два поля трехфазных равновесий расплава с твердыми фазами ZrSiO4 + муллит и SiO2 + ZrSiO4; три поля двухфазных равновесий жидкой фазы с фазами SiO2, ZrSiO4 и муллитом, а также поле гомогенного расплава, примыкающего к системе Al2O3–SiO2.

Рис. 6.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 1868.00 К, рассчитанное в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea. Mullite – муллит, L – расплав, SiO2 – кристобалит, ZrO2 – тетрагональная модификация.

Согласно базе данных Nuclea [19, 48], повышение температуры до 1910.00 К приводит к разложению циркона ZrSiO4. На рис. 7 проиллюстрировано уменьшение концентрационных диапазонов фазовых полей с участием циркона при повышении температуры вплоть до полного разложения этого соединения при 1910.15 К. Следствием этого явилось возникновение двухфазного равновесия с участием оксида циркония и расплава, которое ранее не наблюдалось.

Рис. 7.

Изотермические сечения фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температурах: 1900.15 К (а) и 1910.15 К (б), рассчитанные в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea. Mullite – муллит, L – расплав, SiO2 – кристобалит, ZrO2 – тетрагональная модификация.

Дальнейшее увеличение температуры до максимальной температуры 2550.15 К, при которой выполнен настоящий расчет сечений фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2, приводило к расширению концентрационной области гомогенного расплава на треугольнике Гиббса–Розебома. При температуре 1997.00 К наблюдалось плавление SiO2. Отметим, что вторая тройная эвтектика в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 была получена с использованием базы данных Nuclea при температуре 2059.95 К и отвечала четырехфазному равновесию твердых фаз муллита, тригонального оксида алюминия и тетрагонального оксида циркония, а также расплава состава 0.658AlO1.5 : 0.166ZrO2 : 0.176SiO2, мол. дол. Найденная в результате расчета температура второй эвтектической точки на 81.95 К превышала экспериментальную величину, определенную ранее [47] и равную 1978 ± 5 К. Повышение температуры до 2100.15 К (рис. 8), приводило к исчезновению поля трехфазного равновесия расплава, муллита и ZrO2, приведенного выше на рис. 7.

Рис. 8.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 2100.15 К, рассчитанное в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea. Mullite – муллит, L – расплав, ZrO2 – тетрагональная модификация.

Далее было рассчитано изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при более высокой температуре 2163 К. Выбор данной температуры был обусловлен необходимостью рассмотрения фазовых равновесий в исследуемой системе выше второй эвтектической точки в системе Al2O3–SiO2, однако до плавления муллита при температуре 2167.40 К. Отметим, что согласно фазовой диаграмме бинарной системы Al2O3–SiO2, приведенной в базе данных Nuclea, при температуре 2163 К должно наблюдаться двухфазное равновесие муллит–расплав. При этом в отличие от фазовых равновесий, приведенных на рис. 6–8, расплав рассматриваемой системы должен быть обогащен по сравнению с муллитом не SiO2, а Al2O3. Однако проведенные расчеты при температуре 2163 К не свидетельствовали о наличии каких-либо равновесий с участием муллита в трехкомпонентной системе Al2O3–SiO2–ZrO2, включая равновесие муллит–расплав. Таким образом, на изотермическом сечении фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 2163 К получены только четыре поля фазовых равновесий: гомогенный расплав, два поля двухфазных равновесий тетрагонального ZrO2 с расплавом и корунда с расплавом, а также трехфазное равновесие расплава, ZrO2 и корунда.

Одна из возможных причин наблюдаемого противоречия рассчитанных равновесий в трехкомпонентной системе с оптимизированной фазовой диаграммой бинарной системы Al2O3–SiO2 может быть связана с погрешностями термодинамических расчетов при рассмотрении фазовых переходов. Известно, что энергии Гиббса фаз, имеющихся в базе данных Nuclea, аппроксимированы уравнением Редлиха–Кистера с коэффициентами, зависящими от температуры. При этом вблизи температуры фазового перехода, когда энергии Гиббса наборов фаз, существующих до и после перехода, становятся равными, особенно значимыми становятся погрешности аппроксимации энергий Гиббса. В указанных случаях при приблизительном равенстве энергий Гиббса наборов фаз, существующих до и после перехода, небольшие отклонения в значениях энергий Гиббса вследствие погрешностей аппроксимации могут приводить к некорректному изменению числа и природы фаз в равновесии. По-видимому, именно это обстоятельство может являться одним из объяснений противоречия между фазовыми диаграммами бинарной системы Al2O3–SiO2 и трехкомпонентной системы Al2O3–SiO2–ZrO2, отмеченного в настоящей работе.

При повышении температуры до 2173.80 К, соответствующей температуре эвтектики в системе Al2O3–ZrO2 при содержании ZrO2, равном 0.243 мол. дол., на изотермическом сечении фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 исчезло поле трехфазного равновесия расплава, ZrO2 и корунда. Следует отметить, что при более высоких температурах на фазовой диаграмме системы Al2O3–SiO2–ZrO2 не найдено больше трехфазных равновесий с участием двух твердых фаз.

Дальнейшее увеличение температуры привело к уменьшению протяженности концентрационных областей полей двухфазных равновесий тетрагонального ZrO2 с расплавом и корунда с расплавом. Установлено, что исчезновение двухфазного равновесия корунда с расплавом при температуре 2327.00 К соответствует температуре плавления оксида алюминия.

Как отмечалось ранее, в бинарной системе SiO2–ZrO2 наблюдается жидкофазное расслаивание, начиная с температуры 2534.90 К, причем эта температура соответствует трехфазному равновесию тетрагонального ZrO2 и двух жидких фаз составов 0.237ZrO2 : 0.763SiO2 и 0.411ZrO2 : 0.589SiO2, мол. дол. Однако в результате проведенного расчета в системе Al2O3–SiO2–ZrO2 уже при температуре 2500 К было показано существование несмешиваемости в расплаве, примыкающей к полю трехфазного равновесия ZrO2 и двух различных составов расплава (рис. 9). Концентрационная область расслаивания, как следует из данных, представленных на рис. 9, невелика. Максимальная протяженность данной области по AlO1.5 составила при лишь около 0.005 мол. дол. при 0.027–0.033 мол. дол. AlO1.5, а по SiO2 около 0.100 мол. дол. при 0.621–0.721 мол. дол. SiO2.

Рис. 9.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 2500.15 К, рассчитанное в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea. L – расплав, ZrO2 – тетрагональная модификация. Отмечена область жидкофазной несмешиваемости, примыкающая к полю трехфазного равновесия ZrO2 и двух различных составов расплава L1 и L2.

Рассчитанное в настоящей работе изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 2550.15 К (рис. 10), также характеризуется наличием области жидкофазного расслаивания. Максимальная протяженность этой области по SiO2 соответствует концентрационному диапазону несмешиваемости в бинарной системе SiO2–ZrO2 при указанной температуре, равному 0.593–0.759 мол. дол. SiO2. Необходимо подчеркнуть, что введение оксида алюминия в систему SiO2–ZrO2 значительно уменьшало протяженность области несмешиваемости. В целом в указанной выше области расслаивания изученной трехкомпонентной системы мольная доля AlO1.5 не превышала 0.025.

Рис. 10.

Изотермическое сечение фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 при температуре 2550.15 К, рассчитанное в настоящей работе с использованием базы данных Nuclea. L – расплав, ZrO2 – тетрагональная модификация. Отмечена область жидкофазной несмешиваемости. Прямые линии внутри области несмешиваемости соответствуют ноде, связывающей составы равновесно сосуществующих расплавов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Таким образом, выполненное в настоящей работе сопоставление результатов моделирования фазовой диаграммы системы Al2O3–SiO2–ZrO2 до температуры 2550.15 К c имеющимися экспериментальными данными в трехкомпонентной [47] и бинарных системах свидетельствует о необходимости дальнейшей модификации использованной в настоящей работе базы данных Nuclea [19, 48]. Однако ее проведение в настоящее время невозможно из-за ограничений на внесение дополнительных уточнений, которые позволяли бы проводить улучшение взаимной согласованности данных, восполнять пробелы при появлении результатов новых экспериментальных исследований и выполнять экспертную оценку согласно новым полученным результатам. Указанное обстоятельство еще раз подчеркивает необходимость создания национальной базы термодинамических данных и моделей для прогнозирования фазовых равновесий многокомпонентных оксидных систем при высоких температурах.

Список литературы

  1. Claussen N., Jahn J. Mechanical properties of sintered, in situ-reacted mullite-zirconia composites // J. Am. Ceram. Soc. 1980. V. 63. № 3–4. P. 228–229.

  2. Garvie R.C., Goss M.F., Marshall S., Urbani C. Designing advanced refractories with monoclinic zirconia poycrystals // Mater. Sci. Forum. 1988. V. 34–36. P. 681–688.

  3. Frank M., Schweiger M., Rheinberger V., Höland W. High-strength translucent sintered glass-ceramic for dental restorations. // Glas. Ber. Glas. Sci. Technol. 1998. V. 71. P. 345–348.

  4. Höland W., Schweiger M., Frank M., Rheinberger V. A comparison of the microstructure and properties of the IPS Empress®2 and the IPS Empress® glass-ceramics // J. Biomed. Mater. Res. 2000. V. 53. № 4. P. 297–303.

  5. Barry T.I., Cox J.M., Morrell R. Cordierite glass-ceramics-effect of TiO2 and ZrO2 content on phase sequence during heat treatment // J. Mater. Sci. 1978. V. 13. № 3. P. 594–610.

  6. Höland W., Wange P., Carl G., Vogel W., Heidenreich E., Erxleben H. TiO2-haltige hochfeste Glaskeramiken aus dem System SiO2-Al2O3-MgO // Silikattechnik. 1984. V. 35. № 6. P. 181–184.

  7. Carl G., Höche T., Voigt B. Crystallisation behaviour of a MgO–Al2O3–SiO2–TiO2–ZrO2 glass // Phys. Chem. Glas. 2002. V. 43. P. 256–258.

  8. Sabu K.R.P., Rao K.V.C., Nair C.G.R. A comparative study on the acidic properties and catalytic activities of TiO2, SiO2, Al2O3, SiO2–Al2O3, SiO2–TiO2, Al2O3–TiO2, and TiO2–SiO2–Al2O3 // Bull. Chem. Soc. Jpn. 1991. V. 64. № 6. P. 1920–1925.

  9. Chaim R., Talanker V. Microstructure and mechanical properties of SiC platelet/cordierite glass-ceramic composites // J. Am. Ceram. Soc. 1995. V. 78. № 1. P. 166–172.

  10. Tummala R.R. Ceramic and glass-ceramic packaging in the 1990s // J. Am. Ceram. Soc. 1991. V. 74. № 5. P. 895–908.

  11. Knickerbocker S.H., Kumar A.H., Herron L.W. Cordierite glass-ceramics for multilayer ceramic packaging // Am. Ceram. Soc. Bull. 1993. V. 72. № 1. P. 90–95.

  12. Gregory A.G., Veasey T.J. The crystallisation of cordierite glass // J. Mater. Sci. 1971. V. 6. № 10. P. 1312–1321.

  13. Sales M., Alarcon J. Crystallization of sol-gel derived glass ceramic powders in the CaO–MgO–Al2O3–SiO2 system // J. Mater. Sci. 1995. V. 30. № 9. P. 2341–2347.

  14. McCoy M.A., Heuer A.H. Microstructural characterization and fracture toughness of cordierite-ZrO2 glass-ceramics // J. Am. Ceram. Soc. 1988. V. 71. № 8. P. 673–677.

  15. Awano M., Takagi H., Kuwahara Y. Grinding effects on the synthesis and sintering of cordierite // J. Am. Ceram. Soc. 1992. V. 75. № 9. P. 2535–2540.

  16. Andersson J.O., Helander T., Höglund L., Shi P., Sundman B. Thermo-Calc & DICTRA, computational tools for materials science // Calphad Comput. Coupling Phase Diagrams Thermochem. 2002. V. 26. № 2. P. 273–312.

  17. Bale C.W., Chartrand P., Degterov S.A., Eriksson G., Hack K., Ben Mahfoud R., Melançon J., Pelton A.D., Petersen S. FactSage thermochemical software and databases // Calphad Comput. Coupling Phase Diagrams Thermochem. 2002. V. 26. № 2. P. 189–228.

  18. Ansara I. Aims and Achievements of the Scientific Group Thermodata Europe. Thermodynamic Modeling and Materials Data Engineering / Ed. Caliste J.-P. // Springer-Verlag Berlin Heidelberg. 1998. P. 33–38.

  19. Bakardjieva S., Barrachin M., Bechta S., Bottomley D., Brissoneau L., Cheynet B., Fischer E., Journeau C., Kiselova M., Mezentseva L. Improvement of the European thermodynamic database NUCLEA // Prog. Nucl. Energy. 2010. V. 52. № 1. P. 84–96.

  20. Торопов Н.А., Барзаковский В.П., Лапин В.В., Курцева Н.Н. Диаграммы состояния силикатных систем. Справочник. Выпуск первый. Двойные системы. 2–е, доп. изд. / Под ред. Торопова Н.А. // Л.: Наука. 1969. 822 p.

  21. Levin E.M., Robbins C.R., McMurdie H.F. Phase Diagrams for Ceramists // Ohio: American Ceramic Society. 1964. 600 p.

  22. Cevales G. Das Zustandsdiagramm Al2O3-ZrO2 und die Bestimmung einer neuen Hochtemperaturphase (ε-Al2O3) // Ber. Dtsch. Keram. Ges. 1968. V. 45. № 5. P. 216–219.

  23. Alper A.M., McNally R.N., Doman R.C. Phase equilibria in the Al2O3–ZrO2 system // Amer. Ceram. Soc. Bull. 1964. V. 43. № 9. P. 643–645.

  24. Fischer G.R., Manfredo L.J., McNally R.N., Doman R.C. The eutectic and liquidus in the Al2O3-ZrO2 system // J. Mater. Sci. 1981. V. 16. № 12. P. 3447–3451.

  25. Lakiza S.M., Lopato L.M. Stable and metastable phase relations in the system alumina-zirconia-yttria // J. Am. Ceram. Soc. 1997. V. 80. № 4. P. 893–902.

  26. Ball R.G.J., Mignanelli M.A., Barry T.I., Gisby J.A. The calculation of phase equilibria of oxide core-concrete systems // J. Nucl. Mater. 1993. V. 201. № C. P. 238–249.

  27. Wang T., Jin Z. Thermodynamic assessment of the ZrO2–AlO1.5 system // J. Cent. South Univ. Technol. 1997. V. 4. № 2. P. 108–112.

  28. Fabrichnaya O., Aldinger F. Assessment of thermodynamic parameters in the system ZrO2-Y2O3-Al2O3 // Zeitschrift für Met. 2004. V. 95. № 1. P. 27–39.

  29. Lakiza S., Fabrichnaya O., Zinkevich M., Aldinger F. On the phase relations in the ZrO2-YO1.5-AlO1.5 system // J. Alloys Compd. 2006. V. 420. № 1–2. P. 237–245.

  30. Fabrichnaya O., Lakiza S., Wang C., Zinkevich M., Aldinger F. Assessment of thermodynamic functions in the ZrO2–La2O3–Al2O3 system // J. Alloys Compd. 2008. V. 453. № 1–2. P. 271–281.

  31. Saunders N., Miodownik A.P. CALPHAD (Calculation of Phase Diagrams) : A Comprehensive Guide / Ed. Cahn R.W. // Oxford: Pergamon Materials Series. 1998. V. 1. 478 p.

  32. Bowen N.L., Greig J.W. The system: Al2O3–SiO2 // J. Am. Ceram. Soc. 1924. V. 7. № 4. P. 238–254.

  33. Торопов Н.А., Галахов Ф.Я. Новые данные о системе Al2O3–SiO2 // Докл. АН СССР. 1951. V. 78. № 2. P. 299–302.

  34. Торопов Н.А., Галахов Ф.Я. К вопросу о муллите. Вопросы петрографии и минералогии АН СССР / Под ред. Афанасьева Г.Д. // М.: Изд-во АН СССР. 1953. V. 2. P. 245–255.

  35. Торопов Н.А., Галахов Ф.Я. Твердые растворы в системе Al2O3–SiO2 // Изв. АН СССР. Сер. хим. 1958. № 1. P. 8–11.

  36. Aramaki S., Roy R. Revised phase diagram for the system Al2O3-SiO2 // J. Am. Ceram. Soc. 1962. V. 45. № 5. P. 229–242.

  37. Mao H., Selleby M., Sundman B. Phase equilibria and thermodynamics in the Al2O3-SiO2 system-modeling of mullite and liquid // J. Am. Ceram. Soc. 2005. V. 88. № 9. P. 2544–2551.

  38. Li Y., Liu C., Zhang T., Jiang M., Peng C. Thermodynamic assessment of Al2O3–SiO2–Ce2O3 system // Metall. Res. Technol. 2017. V. 114. № 3. P. 304.

  39. Ban T., Hayashi S., Yasumori A., Okada K. Calculation of metastable immiscibility region in the Al2O3-SiO2 system // J. Mater. Res. 1996. V. 11. № 6. P. 1421–1427.

  40. Takei T., Kameshima Y., Yasumori A., Okada K. Calculation of metastable immiscibility region in the Al2O3–SiO2 system using molecular dynamics simulation // J. Mater. Res. 2000. V. 15. № 1. P. 186–193.

  41. Geller R.F., Lang S.M. System SiO2–ZrO2 // J. Am. Ceram. Soc. 1949. V. 32. № Suppl. P. 157–159.

  42. Торопов Н.А., Галахов Ф.Я. Ликвация в системе ZrO2–SiO2 // Изв. АН СССР. Сер. хим. 1956. № 2. P. 157–161.

  43. Jones T.S., Kimura S., Muan A. Phase relations in the system FeO–Fe2O3–ZrO2–SiO2 // J. Am. Ceram. Soc. 1967. V. 50. № 3. P. 137–142.

  44. Butterman W.C., Foster W.R. Zircon stability and the ZrO2–SiO2 phase diagram // Am. Mineral. 1967. V. 52. № 5–6. P. 880–885.

  45. Kamaev D.N., Archugov S.A., Mikhailov G.G. Study and thermodynamic analysis of the ZrO2-SiO2 system // Russ. J. Appl. Chem. 2005. V. 78. № 2. P. 200–203.

  46. Kwon S.Y., Jung I.H. Critical evaluation and thermodynamic optimization of the CaO–ZrO2 and SiO2–ZrO2 systems // J. Eur. Ceram. Soc. 2017. V. 37. № 3. P. 1105–1116.

  47. Greca M.C., Emiliano J., Segadães A.M. Revised phase equilibrium relationships in the system Al2O3–ZrO2–SiO2 // J. Eur. Ceram. Soc. 1992. V. 9. № 4. P. 271–283.

  48. NUCLEA: Thermodynamic database for nuclear applications [Electronic resource]. URL: http://thermodata.online.fr/nuclea.html (дата обращения 30.03.2020).

  49. Žirnowa N. Schmelzdiagramm des Systems ZrO2–SiO2 // Zeitschrift für Anorg. und Allg. Chemie. 1934. V. 218. № 2. P. 193–200.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика и химия стекла

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал