Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C
Досліджено кристалізацію алмазу в системі Mg–Zn–B–C в умовах його термодинамічної стабільності, фазові перетворення, які відбуваються при отриманні сплаву-розчинника вуглецю та кристалізації алмазу, структуру сплаву і властивості одержаних алмазних кристалів. Описано процеси формування акцепторних ц...
Gespeichert in:
| Datum: | 2015 |
|---|---|
| Hauptverfasser: | , , , , , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Ukrainian |
| Veröffentlicht: |
Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України
2015
|
| Schriftenreihe: | Сверхтвердые материалы |
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/129916 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C / О.І. Чернієнко, О.О. Бочечка, В.М. Ткач, Н.М. Білявина, Г.А. Петасюк, Л.О. Романко, В.С. Гаврилова, Ю.Д. Філатов // Сверхтвердые материалы. — 2015. — № 6. — С. 18-33. — Бібліогр.: 33 назв. — укр. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-129916 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-1299162025-02-23T17:51:07Z Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C Special features of the diamond crystallization in the Mg–Zn–B–C system Чернієнко, О.І. Бочечка, О.О. Ткач, В.М. Білявина, Н.М. Петасюк, Г.А. Романко, Л.О. Гаврилова, В.С. Філатов, Ю.Д. Получение, структура, свойства Досліджено кристалізацію алмазу в системі Mg–Zn–B–C в умовах його термодинамічної стабільності, фазові перетворення, які відбуваються при отриманні сплаву-розчинника вуглецю та кристалізації алмазу, структуру сплаву і властивості одержаних алмазних кристалів. Описано процеси формування акцепторних центрів і включень в кристалах алмазу, викликані введенням бору в ростову систему. Встановлено, що використання алмазного порошку, одержаного в даній системі, для абразивної обробки поверхонь деталей із сапфіру дозволяє підвищити продуктивність та якість обробки в порівнянні з порошком, одержаним в системі Ni–Mn–C. Исследована кристаллизация алмаза в системе Mg–Zn–B–C в условиях его термодинамической стабильности, фазовые превращения, происходящие при получении сплава-растворителя углерода и кристаллизации алмаза, структура сплава и свойства полученных алмазных кристаллов. Описаны процессы формирования акцепторных центров и включений в кристаллах алмаза, вызванные введением бора в ростовую систему. Установлено, что использование алмазного порошка, полученного в данной системе, для абразивной обработки поверхностей деталей из сапфира позволяет повысить производительность и качество обработки по сравнению с порошком, полученным в системе Ni–Mn–C. The study results of diamond crystallization in its thermodynamic stability in the Mg–Zn–B–C system are described. Phase transformations occurring in the preparation of the carbon-solvent alloy and the crystallization of diamond, structure of alloy and properties of obtained diamond crystals are investigated. Formation processes of acceptor centers and inclusions in diamond crystals caused by the introduction of boron in growth system have been described. It was found that use of diamond powder obtained in the above system for abrasive machining of surfaces of the sapphire details can increase productivity and quality of treatment, compared with the powder obtained in the Ni–Mn–C system. 2015 Article Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C / О.І. Чернієнко, О.О. Бочечка, В.М. Ткач, Н.М. Білявина, Г.А. Петасюк, Л.О. Романко, В.С. Гаврилова, Ю.Д. Філатов // Сверхтвердые материалы. — 2015. — № 6. — С. 18-33. — Бібліогр.: 33 назв. — укр. 0203-3119 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/129916 621.921.34-492.2:536.421.5:539.89 uk Сверхтвердые материалы application/pdf Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| language |
Ukrainian |
| topic |
Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства |
| spellingShingle |
Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства Чернієнко, О.І. Бочечка, О.О. Ткач, В.М. Білявина, Н.М. Петасюк, Г.А. Романко, Л.О. Гаврилова, В.С. Філатов, Ю.Д. Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C Сверхтвердые материалы |
| description |
Досліджено кристалізацію алмазу в системі Mg–Zn–B–C в умовах його термодинамічної стабільності, фазові перетворення, які відбуваються при отриманні сплаву-розчинника вуглецю та кристалізації алмазу, структуру сплаву і властивості одержаних алмазних кристалів. Описано процеси формування акцепторних центрів і включень в кристалах алмазу, викликані введенням бору в ростову систему. Встановлено, що використання алмазного порошку, одержаного в даній системі, для абразивної обробки поверхонь деталей із сапфіру дозволяє підвищити продуктивність та якість обробки в порівнянні з порошком, одержаним в системі Ni–Mn–C. |
| format |
Article |
| author |
Чернієнко, О.І. Бочечка, О.О. Ткач, В.М. Білявина, Н.М. Петасюк, Г.А. Романко, Л.О. Гаврилова, В.С. Філатов, Ю.Д. |
| author_facet |
Чернієнко, О.І. Бочечка, О.О. Ткач, В.М. Білявина, Н.М. Петасюк, Г.А. Романко, Л.О. Гаврилова, В.С. Філатов, Ю.Д. |
| author_sort |
Чернієнко, О.І. |
| title |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C |
| title_short |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C |
| title_full |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C |
| title_fullStr |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C |
| title_full_unstemmed |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C |
| title_sort |
особливості кристалізації алмазу в системі mg–zn–b–c |
| publisher |
Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України |
| publishDate |
2015 |
| topic_facet |
Получение, структура, свойства |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/129916 |
| citation_txt |
Особливості кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C / О.І. Чернієнко, О.О. Бочечка, В.М. Ткач, Н.М. Білявина, Г.А. Петасюк, Л.О. Романко, В.С. Гаврилова, Ю.Д. Філатов // Сверхтвердые материалы. — 2015. — № 6. — С. 18-33. — Бібліогр.: 33 назв. — укр. |
| series |
Сверхтвердые материалы |
| work_keys_str_mv |
AT černíênkooí osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT bočečkaoo osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT tkačvm osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT bílâvinanm osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT petasûkga osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT romankolo osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT gavrilovavs osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT fílatovûd osoblivostíkristalízacííalmazuvsistemímgznbc AT černíênkooí specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT bočečkaoo specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT tkačvm specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT bílâvinanm specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT petasûkga specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT romankolo specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT gavrilovavs specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem AT fílatovûd specialfeaturesofthediamondcrystallizationinthemgznbcsystem |
| first_indexed |
2025-11-24T04:28:43Z |
| last_indexed |
2025-11-24T04:28:43Z |
| _version_ |
1849644572794159104 |
| fulltext |
www.ism.kiev.ua/stm 18
УДК:621.921.34-492.2:536.421.5:539.89
О. І. Чернієнко*, О. О. Бочечка**, В. М. Ткач,
Н. М. Білявина, Г. А. Петасюк, Л. О. Романко,
В. С. Гаврилова, Ю. Д. Філатов (м. Київ)
*o.cherniyenko@gmail.com
**bochechka@ism.kiev.ua
Особливості кристалізації алмазу в системі
Mg–Zn–B–C
Досліджено кристалізацію алмазу в системі Mg–Zn–B–C в умо-
вах його термодинамічної стабільності, фазові перетворення, які відбуваються
при отриманні сплаву-розчинника вуглецю та кристалізації алмазу, структуру
сплаву і властивості одержаних алмазних кристалів. Описано процеси форму-
вання акцепторних центрів і включень в кристалах алмазу, викликані введенням
бору в ростову систему. Встановлено, що використання алмазного порошку,
одержаного в даній системі, для абразивної обробки поверхонь деталей із
сапфіру дозволяє підвищити продуктивність та якість обробки в порівнянні з
порошком, одержаним в системі Ni–Mn–C.
Ключові слова: кристалізація алмазу, легований бором алмаз,
фазові перетворення, показник міцності, термостабільність.
ВСТУП
Властивості монокристалів алмазу визначаються, насамперед,
їхньою кристалічною структурою на атомному рівні, проте, як і в усіх реаль-
них кристалах, значний вплив на властивості мають наявні дефекти, домішки
та включення. Кристалізація алмазу в умовах термодинамічної стабільності в
присутності розчинника вуглецю на сьогодні найбільш поширена. Такий
процес супроводжується входженням домішкових атомів та включень
сторонньої фази з розчинника в алмаз. Відомо, що при кристалізації алмазу
відбувається входження азоту в кристалічну ґратку алмазу [1–3]. Причиною
цього є наявність азоту в ростовій системі та близькі значення розмірів його
атомів до розмірів атомів вуглецю. Завдяки цьому він легко входить в ґратку
алмазу, утворюючи різні дефекти, які викликають внутрішні напруження в
кристалах алмазу, а також впливають на їх забарвлення, надаючи алмазу
жовтого кольору [4]. Домішковий склад алмазу можна контролювати або
формувати шляхом вибору системи кристалізації – введенням добавок до
відомих сплавів – розчинників вуглецю. Для запобігання входження азоту в
шихту добавляють речовини, які активно його зв’язують.
Використання ростових систем на основі магнію для кристалізації алмазу
дозволяє отримувати алмаз з низьким вмістом азоту. Крім того, такі системи
характеризуються високими швидкостями росту в порівнянні з системами на
основі елементів групи заліза [5], які більш широко застосовуються. Введен-
ня цинку в ростову систему з магнієм дещо знижує швидкість росту криста-
лів алмазу, що сприяє підвищенню рівня їхніх фізико-механічних властивос-
тей [6, 7]. Входження бору в ґратку алмазу також покращує його механічні
© О. І. ЧЕРНІЄНКО, О. О. БОЧЕЧКА, В. М. ТКАЧ, Н. М. БІЛЯВИНА, Г. А. ПЕТАСЮК, Л. О. РОМАНКО,
В. С. ГАВРИЛОВА, Ю. Д. ФІЛАТОВ, 2015
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 19
властивості [8, 9] та впливає на електропровідність. Алмаз, легований бором,
стає напівпровідником акцепторного типу [10], що дозволяє розширити об-
ласть його застосування в промисловості. Проте при отриманні таких алмаз-
них кристалів можуть виникати проблеми, пов’язані з однорідністю розподі-
лу атомів бору в кристалі. Також наявність бору впливає на проходження
кристалізації. Так, при кристалізації алмазу в системі на основі магнію мож-
ливе утворення боридів магнію [11] чи карбіду бору, що призводить до зміни
співвідношень компонентів сплаву-розчинника. Для ефективного впливу на
процес кристалізації алмазних кристалів необхідно вивчити фазові перетво-
рення за умов кристалізації при зміні в широкому інтервалі концентрацій
компонентів ростової системи та їхній зв’язок з властивостями одержаних
кристалів.
В даній роботі було досліджено зміни фазового складу в системі Mg–Zn–
B–C в процесі кристалізації алмазу в умовах високого тиску та температури і
його вплив на властивості одержаних монокристалів алмазу.
МЕТОДИКА ЕКСПЕРИМЕНТУ
Сплав Mg–Zn–B готували в апараті високого тиску (АВТ) типу “тороїд”
під дією температури 1250 °С і тиску 3 ГПа на суміш порошків компонентів
даної системи.
Нагрівання системи Mg–Zn–B–C при температурі 1800 °С під тиском
8 ГПа та системи Mg–B–C при температурі 1700 °С під тиском 8 ГПа прово-
дили в АВТ типу “тороїд”.
Для виявлення фазових змін, які відбулись внаслідок дії вказаних проце-
сів, одержані сплави та продукт кристалізації досліджували методом рентге-
нівського фазового аналізу на дифрактометрі ДРОН-3.
Дослідження мікроструктури сплаву Mg–Zn–B проводили на скануючому
електронному мікроскопі Zeiss EVO 50XVP, роздільна здатність якого скла-
дає 3 нм.
Продукт кристалізації піддавали термохімічній обробці для видалення ме-
талів та неалмазного карбону.
Показник статичної міцності порошків при стисненні вимірювали прила-
дом ДДА-33А згідно з ДСТУ 3292–95. Окремі кристали розміщували між
лейкосапфіровими опорами діаметром 5 мм та висотою 1,5 мм і руйнували,
фіксуючи максимальне руйнівне навантаження.
Відповідно до ТУ У 28.5-05417377-075–2003 коефіцієнт термостабільності
Kт.с обчислювали за формулою Kт.с = Рт/Рв, де Рв, Рт – показник міцності ал-
мазного порошку відповідно до та після термообробки при температурі
1100 °С в середовищі аргону, тривалість термообробки – 10 хв.
Електроопір алмазних порошків визначали методом вимірювання вольт-
амперних характеристик (ВАХ) при постійній силі струму з використанням
спеціально розробленої вимірювальної комірки, що є прес-формою, матриця
якої виготовлена з непровідного матеріалу з високим питомим опором. Вико-
ристання електрометра В7-49 забезпечує діапазон вимірюваних опорів R ≈
10–6–1013 Ом. Опір зразків визначали на омічній ділянці ВАХ. Питомий опір
розраховували з врахуванням геометричних розмірів зразків за формулою
h
S
I
U=ρ ,
де S – площа перерізу зразка; h – товщина зразку; U – напруга; I – сила стру-
му.
www.ism.kiev.ua/stm 20
Діагностику морфометричних характеристик алмазних порошків здійсню-
вали, досліджуючи проекції зерен порошку на приладі DiaInspect.OSM. Од-
норідність і стабільність значень DiaInspect-характеристик порошку оцінюва-
ли за методиками [12–14]. Крім того, на основі отриманих в результаті діаг-
ностики даних проводили обрахунки зовнішньої питомої поверхні Fпит поро-
шків з використанням розробленого в Інституті надтвердих матеріалів
ім. В. М. Бакуля НАН України екстраполяційно-геометричного методу [15].
Кількість зерен в одному караті визначали розрахунковим методом за мето-
дикою [16], в основі якої лежить використання екстраполяційно-афінної 3D
моделі зерна. Кількість ріжучих кромок зерен і середнє значення кута їх заго-
стрення розраховували за методикою [17]. Форму проекцій зерен визначали
системно аналоговим методом [18].
Тонке алмазне шліфування (ТАШ) пластин з сапфіру виконували на ста-
левому шліфувальнику діаметром 100 мм з допомогою абразивів у вільному
стані. Як абразив використовували алмазні порошки АС6 50/40 (ДСТУ 9206–
80), одержані в системі Ni–Mn–C, та електропровідні алмазні порошки зерни-
стістю 50/40, одержані в системі Mg–Zn–B–C, показник міцності яких скла-
дав 8 Н. Оброблювали блоки з трьох сапфірових пластин діаметром 60 мм
загальною площею 16,75 см2. Кристалографічна орієнтація оброблювальних
поверхонь – [0001] (площина С).
Дефектність оброблених поверхонь оцінювали за наявністю подряпин, які
спостерігали за допомогою оптичного мікроскопу ЛОМО Метамр-1, оснаще-
ного цифровою камерою Vision STD-ResSeries.
РЕЗУЛЬТАТИ
Метою використання розчинника у вигляді сплаву є рівномірний розподіл
компонентів розчинника по об’єму, що досягається в результаті плавлення,
розчинення та перемішування їх в рідкому сплаві. При охолодженні розплаву
в системі відбуваються фазові перетворення з формуванням нової структури
та утворенням нових сполук. Результати фазового аналізу сплаву наведено в
табл. 1.
Таблиця 1. Вихідний склад суміші та фазовий склад сплаву Mg–Zn–B
після дії тиску р = 3 ГПа і температури Т = 1250 °С
Вихідний склад суміші, % (ат.) Фазовий склад сплаву, %* Зразок сплаву
Zn Mg B Mg Zn Mg51Zn20 MgZn2 BNсф
1 24 59 17 54 – 36 8 2
2 20 49 31 24 – 70 – –
3 15 35 50 – – 100 – –
4 8 20 72 – 51 19 22 –
*У відсотках вказано значення відносної інтенсивності піків рентгенівського спектру для
відповідних фаз.
В результаті дії тиску 3 ГПа та температури 1250 °С на систему Mg–Zn–B
основною фазою, яка утворюються після охолодження, є електронна сполука
Mg51Zn20. Крім того, в сплаві міститься незначна кількість фази Лавеса MgZn2
та Mg і Zn. Сполуки за участю бору з магнієм в даній системі при таких па-
раметрах не утворюються. Бор залишається у аморфному стані, на що вказує
відсутність в дифракційному рентгенівському спектрі ліній, які відповідають
кристалічній ґратці бору.
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 21
Мікроструктуру одержаного сплаву-розчинника наведено на рис. 1.
При невеликому збільшенні у сплаві спостерігаємо дві фази: зерна однієї
фази мають пластинчасту форму, між якими рівномірно розподілена інша фаза.
Проте при більшому збільшенні видно, що зерна і міжзеренна фаза мають
складну структуру. В них виділяються різні структурні ділянки (рис. 1, б).
а
б
Рис. 1. Структура сплаву Mg–Zn–B, концентрація бору в системі Mg–Zn–B–C – 5 % (ат.);
×28 (а), ×427 (б).
У відповідності з даними локального рентгеноспектрального аналізу
(табл. 2), основними елементами фази в крупних зернах є магній та цинк, тоді
як міжзеренна фаза формується на основі бору.
Таблиця 2. Вміст елементів в різних структурних ділянках сплаву
Mg–Zn–B (див. рис. 1, б)
Елементи, % (за масою) Структурна
ділянка B C O Mg Zn
1 8,42 8,42 1,93 31,03 50,20
2 1,81 6,05 2,36 35,22 54,55
3 0,00 5,70 1,77 37,06 55,48
4 2,34 11,12 2,19 17,32 67,03
5 0 9,38 0,91 18,93 70,78
6 7,30 12,16 1,97 15,99 62,58
7 63,56 8,61 3,02 14,59 10,22
8 59,58 11,40 2,98 14,83 11,22
9 66,78 7,81 2,62 12,77 10,02
З даних, наведених в табл. 2, можна відмітити, що на ділянках з низьким
вмістом бору (1–6) кількість цинку майже в два рази перевищує вміст магнію
по масі, тоді як на ділянках з високим вмістом бору (7–9) співвідношення
магній–цинк змінюється таким чином, що вміст цинку стає меншим, ніж маг-
нію. Також в сплаві присутній кисень, імовірно, за рахунок утворення окси-
дів магнію та цинку на поверхні сплаву.
При збільшенні в сплаві вмісту бору до 72 % структурних змін сплаву
практично не відбувається, окрім збільшення кількості зерен бору (рис. 2).
Результати рентгеноспектрального аналізу розподілу бору по зразку
(рис. 3) показують, що він по всій поверхні розподілений з різною щільністю,
причиною чого є структурні особливості сплаву.
www.ism.kiev.ua/stm 22
20 мкм
Рис. 2. Злом сплаву Mg–Zn–B, концентрація
бору в системі Mg–Zn–B–C – 40 % (ат.) від
загальної шихти системи Mg–Zn–B–C.
Рис. 3. Розподіл бору в зразку сплаву Mg–
Zn–B, концентрація бору – 5 % (ат.) від
загальної шихти системи Mg–Zn–B–C.
Одержані сплави Mg–Zn–B подрібнювали, змішували з вуглецем в різних
співвідношеннях (див. табл. 2) і проводили кристалізацію алмазу. В результа-
ті дії тиску р =7,7 ГПа і температури Т = 1800 °С в системі Mg–Zn–B–C утво-
рюється алмаз та відбуваються інші фазові перетворення компонентів вихід-
ної суміші. Результати рентгенофазового аналізу даної системи після дії на
неї вказаних тиску й температури наведено в табл. 3.
Таблиця 3. Зміна фазового складу системи Mg–Zn–B–C після дії тиску
р = 7,5 ГПа і температури Т = 1800 °С
Елементний склад
суміші, % (ат.)
Фазовий склад Зразок
сплаву
Zn Mg C B вихідний після дії тиску і температури
1 7 17 71 5 Mg, Mg51Zn20, MgZn2, BN,
В, Сграфіт
Сграфіт, Zn, MgZn2, MgO, Салмаз
2 6,6 16 67 10 Mg, Mg51Zn20, В, Сграфіт Сграфіт, Zn, MgZn2, MgO, Салмаз
3 6 14 60 20 Mg51Zn20, В, Сграфіт С(графіт), Zn, MgZn2, Салмаз
4 4,4 10,6 45 40 Mg51Zn20, MgZn2, Zn, В,
Сграфіт
С(графіт), Zn, MgZn2, MgO, B4C,
MgB2C2, Mg, Салмаз
Під час дії температури 1800 °С під тиском 8 ГПа відбуваються перетво-
рення, в якому замість фаз Mg51Zn20 та Mg, які були присутні у вихідному
сплаві, утворюється вільний цинк Zn та фаза Лавеса MgZn2. Збільшення вміс-
ту бору в шихті до 40 % (ат.) приводить до взаємодії бору з вуглецем, резуль-
татом чого є утворення карбіду бору B4C та MgB2C2. Також в продукті крис-
талізації алмазу присутній оксид магнію MgO.
Для того щоб зрозуміти, чому утворюються саме такі фази, а не багато
можливих інших, а також як впливають бор та цинк на процес кристалізації
алмазу в системі Mg–Zn–B–C, важливо знати, яка взаємодія між компонента-
ми відбувається в системах у відсутності цинку (Mg–B–C) та у відсутності
бору (Mg–Zn–C), які є частковими випадками даної системи.
Дослідження фазових перетворень системи Mg–B–C показали, що в ре-
зультаті дії температури 1700 °С при тиску 8 ГПа на систему Mg–B–C утво-
рюються продукт, який складається з наступних фаз: C (графіт), MgB2O6 і
Mg(OH)2. Остання фаза є результатом активної взаємодії на повітрі карбіду
магнію з водяною парою. Як бачимо, в даній системі також не утворюються
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 23
сполуки магнію з бором. Це свідчить, що магній більш активно взаємодіє з
вуглецем, ніж з бором, утворюючи стійкий в даних умовах карбід магнію.
При умовах, які відповідають кристалізації алмазу в цій системі, зміна вмісту
бору впливає на кінетику кристалізації та структуру кристалів алмазу. Зі збі-
льшенням вмісту бору підвищується коефіцієнт перетворення графіту в ал-
маз, але при цьому погіршується форма кристалів (утворюється велика кіль-
кість друз і зростків) [19].
Фазові перетворення системи Mg–Zn–C досліджені в [6, 20]. Під час при-
готування сплаву Mg–Zn основною фазою, яка утворюється, є Mg51Zn20. Від-
повідно до діаграми стану в системі Mg–Zn при атмосферному тиску перед-
бачається існування фаз: Mg51Zn20, MgZn, Mg2Zn3, MgZn2 і Mg2Zn11 [21],
утворення яких визначається співвідношенням компонентів. Вплив високого
тиску на систему Mg–Zn не досліджувався, проте в [19] припускається, що у
вказаній системі в умовах високого тиску стабілізується лише дві фази:
Mg51Zn20 (позначається як Mg7Zn3) і MgZn. Фазовий аналіз продукту після дії
температури та тиску на системи Mg–Zn–C [20] та Mg–Zn–B–C (табл. 3) по-
казав утворення фази MgZn2. Наявність цієї фази, у будь-якому випадку, вка-
зує на зміну співвідношення компонентів у розплаві.
Кількісна характеристика кристалізації алмазу – це коефіцієнт перетво-
рення графіту в алмаз, який визначається у відсотках. Для системи кристалі-
зації алмазу Mg–Zn–B–C коефіцієнт перетворення змінюється зі зміною вміс-
ту бору в шихті. Максимальне значення становить 56 % при концентрації
бору 10 % (ат.) в шихті. При тому, що змінюється коефіцієнт перетворення,
розподіл алмазного порошку за зернистістю не змінюється. Максимальна
кількість алмазного порошку відповідає зернистості 125/100.
Властивості алмазного порошку
Залежно від умов кристалізації алмазу формується структура дефектів, що
впливає на його властивості.
Дослідження питомого електроопору алмазних порошків, отриманих в си-
стемі Mg–Zn–B–C з концентрацією бору 0,17–40 % (ат.) показали, що різке
збільшення провідності відбувається при збільшенні концентрації бору від
0,17 до 1,0 %, подальше збільшення вмісту бору незначно впливає на провід-
ність синтезованого алмазного порошку – питомий опір складає 10–102 Ом·см
(рис. 4).
0 10 20 30 40
10 0
10 1
10 2
10 3
10 4
10 5
10 6
ρ, Ом⋅см
C
B
, % (ат.)
Рис. 4. Залежність питомого опору одержаного алмазного порошку від концентрації бору в
вихідній шихті.
www.ism.kiev.ua/stm 24
Входження атомів бору в ґратку алмазу також впливає на поглинання ал-
мазом електромагнітного випромінювання в інфрачервоному діапазоні. За
зміною інтенсивності піків поглинання можна оцінювати зміну концентрації
атомів бору в гратці алмазу. Дослідження поглинання електромагнітного
випромінювання в інфрачервоній області алмазними порошками, одержани-
ми в системі Mg–Zn–B–C з різною концентрації бору, показали, що спектри
не зазнають суттєвих змін в піках, які відповідають центрам поглинання,
утвореним при заміщенні в ґратці алмазу атомів вуглецю атомами бору [4].
Такі результати підтверджують, що концентрація активних центрів в криста-
лах алмазу, синтезованих при вмісті бору в шихті від 1 до 40 %, практично не
змінюється.
Фізико-механічні властивості
Зміна співвідношення компонентів в шихті при кристалізації алмазу при-
водить до зміни швидкості росту кристалів та впливає на їхні фізико-
механічні властивості. Так, дослідження залежності показника міцності від
зміни вмісту бору показали, що крива має екстремальний характер (рис. 5) –
зі зростанням вмісту бору в шихті міцність алмазних порошків спочатку зни-
жується, досягає мінімального значення при 20 % (ат.), а потім зростає.
0 10 20 30
2
4
6
8
10
12
14
C
B
, % (ат.)
P, H
Рис. 5. Залежність показника міцності одержаного алмазного порошку від концентрації
бору в вихідній шихті.
Коефіцієнт термостабільності алмазних порошків характеризує зміну по-
казника міцності після нагрівання. Для монокристалів алмазу, кристалізова-
них в системі Mg–Zn–B–C, він зростає у всьому діапазоні концентрацій бору
(рис. 6).
Традиційно збільшення вмісту домішок призводить до того, що після на-
грівання кристалу алмазу зменшується його міцність. Втрату міцності
пов’язують з дією двох чинників – невідповідністю терморозширення алмазу
і матеріалу включень при нагріванні та хімічною взаємодією між ними. Для
алмазних порошків, одержаних в системі Mg–Zn–B–C, термостабільність
залежить лише від рівня внутрішніх напружень, які виникають внаслідок
різниці коефіцієнтів терморозширення і об’ємного стиснення алмазу та мате-
ріалу включень, оскільки не відбувається хімічної взаємодії компонентів
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 25
даної системи з вуглецем без тиску. Результати розрахунку залежності зали-
шкових напружень розтягу в алмазних зернах від зміни фаз у включеннях
алмазного порошку, одержаного в системі Mg–Zn–B–C, наведено на рис. 7
[22]. Відповідно до розрахунків, збільшення вмісту B і B4C та зменшення Mg
і Zn у включеннях зменшує рівень напружень розтягу у кристалах алмазу при
термообробці (1100 °С).
0 10 20 30
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
C
B
, % (ат.)
K
TC
Рис. 6. Залежність коефіцієнта термостабільності Kт.с алмазного порошку зернистістю
125/100, одержаного в системі Mg–Zn–B–C, від концентрації бору в шихті.
0,2 0,4 0,6 0,8 1,0
20
30
40
50
σ, МПа
C(Mg + Zn), % (за об’ємом)
1,0 0,8 0,6 0,4 0,2
C(B + B
4
C), % (за об’ємом)
Рис. 7. Залежність залишкових напружень розтягу в алмазному зерні при температурі
1100 °С від вмісту в ньому включень B і B4C
Експлуатаційні властивості
Алмазні порошки широко використовують для обробки поверхні шліфу-
ванням та поліруванням методом вільного абразиву. Проте в процесі шліфу-
вання алмазні частинки утворюють конгломерати, які залишають подряпини
на поверхні, що негативно впливає на її якість. Причина конгломерації – ку-
лонівська взаємодія між алмазними частинками, на яких зосереджений стати-
www.ism.kiev.ua/stm 26
чний електричний заряд. Дослідження тонкого алмазного шліфування повер-
хні сапфіру методом вільного абразиву, яким служили електропровідні алма-
зні порошки з питомим електроопором 102 Ом·см, одержані в системі Mg–
Zn–B–C, та алмазні порошки з питомим опором 1013 Ом·см, одержані в сис-
темі Ni–Mn–C, показали, що використання електропровідних алмазних по-
рошків запобігає конгломерації та дозволяє отримувати поверхню без подря-
пин [23].
Характеристики процесу тонкого алмазного шліфування плоских повер-
хонь деталей з сапфіру для оптико-електронної техніки вказаними алмазними
порошками у вільному стані наведено в табл. 4. Продуктивність ТАШ плас-
тин із сапфіру алмазним порошком, одержаним в системі Mg–Zn–B–C, має
значення, яке на 27 % перевищує аналогічний показник для алмазного поро-
шку АС6, одержаного в системі Ni–Mn–C. Параметр шорсткості Ra обробле-
них поверхонь для обох порошків однаковий [23].
Таблиця 4. Характеристики процесу тонкого алмазного шліфування
поверхні сапфіру
Продуктивність шліфування Q
Порошок
мг/хв мкм/хв
AC6 50/40 (Ni–Mn–C) 39,7 6,0
50/40 (Mg–Zn–B–C) 50,5 7,6
Шорсткість обробленої поверхні Ra, мкм
AC6 50/40 (Ni–Mn–C) 0,12–0,15 (подряпини шириною до 100 мкм)
50/40 (Mg–Zn–B–C) 0,12–0,15 (подряпини відсутні)
При використанні алмазних порошків для ТАШ сильний вплив на ефекти-
вність і якість обробки поверхонь сапфіру мають їхні морфологічні характе-
ристики. Результати діагностики морфометричних характеристик алмазного
порошку, одержаного в системі Mg–Zn–B–C і (для порівняння) одержаного в
системі Ni–Mn–C, наведено в табл. 5, загальний вигляд зерен алмазних по-
рошків – на рис. 8.
Алмазні порошки, одержані в системі Ni–Mn–C, мають в середньому по
сім ріжучих кромок на зерно з кутом загострення 81,36°, тоді як зерна поро-
шку, одержаного в системі Mg–Zn–B–C, мають більшу кількість кромок –
дев’ять, проте з тупішим кутом загострення – 95,31°.
За розмірними характеристиками (Fmax, Fmin, dс, dе), більші значення мають
зерна алмазного порошку 1. Значення Feret-видовження та коефіцієнта спло-
щення зерен порошку 1 більші, тобто вони є більш видовженими та більш
плоскими. Зерна порошку 2 є більш близькими до круга і еліпса за формою.
Значення параметра шорсткості Ra і питомого периметра зерен для обох по-
рошків однакові. За однорідністю властивостей форми і розмірів зерен поро-
шків більш однорідними є зерна алмазного порошку 2.
ОБГОВОРЕННЯ РЕЗУЛЬТАТІВ
На основі результатів фазових перетворень в системах Mg–Zn–B–C, Mg–
Zn–C, Mg–B–C, Mg–Zn, Mg–B і Mg–Zn–B та досліджень властивостей алмазу
узагальнимо особливості процесу кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C
і опишемо вплив зміни співвідношень компонентів системи на його власти-
вості.
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 27
Таблиця 5. Морфометричні характеристики алмазних шліфпорошків
статичного синтезу
AC6 50/40 Ni–Mn–C 50/40 Mg–Zn–B–C Характеристика розміру (І), форми
(ІІ), топографії поверхні (ІІІ) зерен Середнє Однорідність Середнє Однорідність
Максимальний діаметр Feret
Fmax, мкм
87,24 0,5377 71,23 0,6267
Мінімальний діаметр Feret
Fmin, мкм
55,42 0,6718 49,2 0,7193
Середній розмір зерна dс, мкм 71,33 0,6307 60,21 0,6241
І
Еквівалентний діаметр зерна
dе, мкм
63,63 0,6788 55,59 0,6694
Коефіцієнт сплющення зерен Kспл 0,7146 0,7568 0,8577 0,9542
Компактність (форм-фактор
округлості фактичної поверхні
проекції зерна) fc
1,6267 0,3942 1,4335 0,5524
Еліптичність El 1,6204 0,3209 1,4608 0,3876
ІІ
Feret-видовження (аналог
коефіцієнта форми за ДСТУ 3292
та ГОСТ 9206–80) Fe
1,6092 0,3921 1,459 0,4396
Питомий периметр Pпт, мкм–1 0,0871 0,4479 0,089 0,4429
Шорсткість зерен Rg 1,0954 0,5716 1,0813 0,5651
Кількість зерен в одному караті
N, шт.
673100 1524200
Кількість ріжучих кромок n, шт. 7,1 9
ІІІ
Кут загострення ріжучих кромок
φ, град
81,36 95,31
200 мкм
а
200 мкм
б
Рис. 8. Зображення окремих алмазних зерен порошків, одержаних в системі Mg–Zn–B–C
(а) і в системі Ni–Mn–C (АС6) (б).
Першим етапом процесу одержання алмазу є приготування сплаву-
розчинника вуглецю. Одержання сплаву Mg–Zn–B відбувається під тиском
3 ГПа при температурі 1250 °С. За таких умов утворюється розплав магнію та
цинку, евтектична температура плавлення якого становить 340 °С за норма-
льного тиску [26], а з урахуванням того, що при зростанні тиску на 1 ГПа
температура плавлення цинку зростає приблизно на 50 град [24, стор. 301],
при тиску 3 ГПа температура плавлення даного сплаву становить близько
500 °С.
www.ism.kiev.ua/stm 28
Фазовий склад та структура сплаву, які формується після охолодження, є
нехарактерними для кристалізації сплавів евтектичному типу. Так, у разі
утворення рідкого розчину і кристалізації за евтектичним типом при охоло-
дженні першою має кристалізуватись фаза, кількість якої у надлишку, а між-
зеренний простір займати евтектична структура. Крім того, після виділення з
розчину при охолодженні кожна фаза має переходити в кристалічний стан,
що є умовою фазових перетворень. В даному випадку сплав має структуру, в
якій зерна формуються на основі металів, а борвмісна фаза перебуває у вихі-
дному аморфному стані, займаючи міжзеренний простір (див. рис. 1, б). Як-
що взяти до уваги, що в системі Mg–B бор розчиняється в рідкому магнії, то
можна стверджувати, що цинк суттєво обмежує розчинність бору в розплаві
Mg–Zn. Ще одним свідченням цього є результати [25], де досліджували фазо-
ві перетворення hBN→cBN в умовах високого тиску в системі Mg–B–N. В
цій роботі вводили цинк до даної системи з метою зниження температури
фазового переходу hBN→cBN. Проте виявилось, що при наявності в системі
цинку фазове перетворення взагалі не відбувається. Таким чином, можна
зробити висновок, що концентрація бору, розчиненого в сплаві Mg–Zn–B, є
низькою.
Відомо, що хімічна взаємодія бору з цинком повністю відсутня, повідом-
ляється тільки про існування розчину цинку в борі ZnxB1–x, 0 < x ≤ 0,043
(ZnB~ 22) [26]. Взаємодія магнію з бором досліджувалась в [11, 27], де встано-
влено, що в системі Mg–B при тисках 4,5 та 2,0 ГПа утворюються сполуки
MgB2, MgB4, MgB7, MgB12, MgB20, причому не відбувається утворення твер-
дого розчину бору в магнії, а при мінімальній кількості вмісту бору утворю-
ється сполука MgB2. Дослідження потрійної системи Mg–Zn–B показали, що
при введенні цинку хімічна взаємодія між магнієм і бором, що веде до утво-
рення вказаних сполук, не відбувається.
Згідно з аналізом розподілу елементів в сплаві Mg–Zn–B (див. рис. 3) час-
тина бору приймає участь в утворенні дисперсної системи (колоїдного роз-
чину чи суспензії). Цьому сприяє те, що розміри частинок бору, який викори-
стовується, становлять 0,5–40 мкм, що задовольняє умовам утворення таких
систем. Зважаючи на те, що бор не утворює сполуки в даній системі та майже
не розчиняється, лише таким способом він здатний бути розподіленим по
всьому об’єму. Крім того, утворення колоїдного розчину ще раз підтверджує,
що бор майже не розчинний в сплаві Mg–Zn, оскільки умовою утворення
таких розчинів є нерозчинність дисперсної фази в дисперсійному середовищі.
Саме такий сплав Mg–Zn–B використовували для кристалізації алмазу.
Кристалізацію алмазу проводили при дії тиску 8 ГПа і температури 1800 °С
на суміш подрібненого сплаву з порошком графіту. При тиску 8 ГПа зі зрос-
танням температури починає відбуватись взаємодія магнію з вуглецем, в
результаті якої утворюється стабільний в умовах високого тиску карбід маг-
нію. Фазовий аналіз продукту кристалізації показав, що після охолодження
кристалізуються фаза MgZn2 і вільний цинк Zn на відміну від сполуки
Mg51Zn20, збагаченої магнієм, яка була присутня в вихідному сплаві. Це вка-
зує на те, що не весь магній вступає у взаємодію, певна його частина залиша-
ється в розчині, при цьому його концентрація в розплаві Mg–Zn зменшується.
Процес утворення карбіду магнію може продовжуватись до певної концент-
рації магнію в сплаві, при якій утворення карбіду магнію термодинамічно не
вигідне. Таким чином, присутність цинку обмежує кількість магнію, яка
приймає участь у взаємодії з вуглецем. Відповідно, при температурі розпаду
карбіду магнію (перитектичне перетворення) зменшується кількість вуглецю,
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 29
який виділяється в розчин після розпаду даного карбіду. Алмаз кристалізу-
ється через розпад карбіду магнію за перитектичним перетворенням MgC –
Cалмаз + рідина при температурі 1800 °С [28]. Швидкість кристалізації алмазу
залежить від пересичення розчину, відповідно, від кількості виділеного вуг-
лецю. Отже, вона зменшується при зменшенні концентрації виділеного вуг-
лецю в розплаві внаслідок наявності цинку.
Кристалізація алмазу супроводжується входженням в кристал домішкових
атомів та фазових включень, які впливають на властивості алмазу.
Внаслідок наявності бору в розплаві він входить в ґратку алмазу як домі-
шка заміщення і викликає в алмазі електропровідність. Електропровідність
алмазу змінюється зі зміною концентрації бору в ґратці. Концентрація бору,
який входить в ґратку алмазу, залежить від концентрації бору, розчиненого в
розплаві сплаву-розчинника. Отже і електропровідність алмазу також зале-
жить від цієї величини.
В системі Mg–Zn–B–C зміна вмісту бору в шихті в межах від 5 до 20 %
(ат.) практично не впливає на електропровідність одержаних в ній кристалів
алмазу. Це можна пояснити тим, що розчинність бору в сплаві Mg–Zn не
змінюється. Проте при концентрації бору 40 % (ат.) питомий електроопір
зростає, тобто електропровідність алмазу, одержаного в цій системі, знижу-
ється. Це означає, що концентрація розчиненого бору знижується. Причиною
цього може бути зміна співвідношення компонентів розчинника Mg–Zn,
оскільки частина атомів магнію приймає участь в утворенні сполуки MgB2C2
(табл. 3). Крім того відомо [19], що значення питомого електроопору алмазу,
кристалізованого в системі Mg–Zn–B–C, на три порядки більше у порівнянні
з алмазом, одержаним в системі без цинку – Mg–B–C, тобто наявність цинку
в сплаві-розчиннику знижує електропровідність. Отже, можна зробити ви-
сновок, що концентрація розчиненого бору в сплаві Mg–Zn–B залежить від
співвідношення між вмістом магнію та цинку, і, скоріше за все, зі зростанням
вмісту цинку електропровідність алмазу зменшується. Це дає можливість з
допомогою зміни співвідношення компонентів магнію та цинку отримувати
алмази з заданим значенням електропровідності.
Різниця атомних розмірів бору і вуглецю викликає викривлення ґратки
кристалу алмазу, що веде до зміни фізико-механічних властивостей. Вхо-
дження в ґратку алмазу бору викликає зміну міжфазної енергії межі розподі-
лу кристал–ростове середовище і поверхневої енергії алмазу [29]. Зміна між-
фазної енергії має вплив на кристалізацію алмазу. Такий ефект спостерігаєть-
ся при кристалізації алмазу в системі Mg–B–C [19], де при збільшенні вмісту
бору в інтервалі 0–5 % зростає коефіцієнт перетворення графіт–алмаз, і в
системі Mg–Zn–B–C [30] з вмістом бору в інтервалі 0–1 %, де проявляється
зміна форми зерен алмазу внаслідок зміни швидкості їхнього росту. Зміна
поверхневої енергії алмазу викликає зміну габітусу вирощених алмазних
кристалів. Проте при кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C гранична
розчинність бору та ступінь його входження в ґратку алмазу не змінюються зі
зміною концентрації бору в вихідній шихті в інтервалі 5–40 % (ат.), отже
збільшення вмісту бору в шихті не повинно впливати на габітус кристалів
алмазу, вирощених в цій системі.
Зміна міцності та термостабільності алмазного порошку зі зростанням
вмісту бору в шихті, а також зміна коефіцієнта перетворення вуглецю в алмаз
свідчать про те, що бор впливає на процес кристалізації алмазу, хоч концент-
рація його атомів у сплаві обмежена. Це може відбуватись за умови, що крис-
талізація алмазу відбувається відповідно з теорією колоїдного чи колоїдно-
www.ism.kiev.ua/stm 30
атомного розчину [31], при цьому бор разом з вуглецем бере участь у його
утворенні. Дисперсними частинками в даному сплаві є як частинки бору, так і
частинки вуглецю. Співвідношенням вуглецю та бору в шихті буде визнача-
тися співвідношення їхніх частинок в колоїдному розчині. Колоїдні частинки
бору можуть бути центрами кристалізації алмазу, а зі збільшенням кількості
центрів кристалізації при збільшенні вмісту бору в шихті зростає кількість
синтезованих кристалів алмазу, що збільшує вихід алмазу. Крім того, ці час-
тинки беруть участь у формування включень в алмазних кристалах, але не
впливають на їхню загальну електропровідність. Фазові включення мають
значний вплив на фізико-механічні властивості кристалів алмазу. Через зрос-
тання кількості колоїдних частинок бору в розчині при рості алмазних зерен в
них зростає кількість включень бору, що знижують їхню міцність.
Відомо, що зі зростанням вмісту дефектів у кристалі алмазу його міцність
і термостабільність знижується. Проте у випадку кристалізації алмазу в сис-
темі Mg–Zn–B–C встановлено, що зі зростанням вмісту бору в шихті міцність
алмазних порошків знижується, а термостабільність зростає [22]. Ці два ефе-
кти можуть проявлятися одночасно для одного порошку у випадку, якщо
вміст включень збільшується, але при цьому вони змінюються таким чином,
що після дії на порошок високої температури негативний вплив включень на
міцність кристалів алмазу зменшується.
Як було показано в [22], головною причиною зниження міцності після на-
грівання алмазного порошку, синтезованого в даній системі, є напруги, які
виникають в наслідок різниці між коефіцієнтами термічного розширення та
об’ємного стиску алмазу та матеріалу включення. Матеріалом включень є
фази, які присутні в розплаві – розчиннику вуглецю та утворилися внаслідок
дії на систему високих тиску та температури. Розрахунки внутрішніх напру-
жень показують, що зростання вмісту бору та борвмісних сполук у включен-
нях приводить до зменшення напружень, які виникають при дії температури
1100 °С, що сприяє зростанню коефіцієнта термостабільності.
Дослідження розподілу по міцності зерен алмазного порошку, синтезова-
ного в даній системі [32], показали, що діапазон значень руйнуючого наван-
таження має широкий інтервал. Більшість зерен має показник міцності мен-
ший середнього значення, але в певної частини зерен він перевищує середнє
значення в декілька разів. Такий розподіл значень описується функцією Вей-
була. Аналогічний характер розподілу міцності зерен спостерігається для
алмазних порошків, отриманих при інших концентраціях бору, а також для
алмазних порошків марок АС6, АС15, АС20, АС32, АС50, АС65, АС80,
АС100, одержаних в системі Ni–Mn–C [33]. Ці результати засвідчують, що
розподіл зерен за міцністю не залежить від показника міцності чи ростової
системи алмазу.
Форма кристалів алмазного порошку суттєво впливає на його експлуата-
ційні властивості. Вона визначається умовами кристалізації та корелює зі
значенням міцності. Дослідження морфометричних характеристик алмазних
порошків, одержаних в системах Mg–Zn–B–C та Ni–Mn–C, показали, що ал-
мазні кристали, вирощені в системі Mg–Zn–B–C, більш близькі до круга і
еліпса за формою, мають більшу однорідність форми між різними зернами та
більшу кількість ріжучих кромок на зерно при тому, що вказані порошки
мають близькі значення міцності. Це може бути викликано великою кількіс-
тю включень в кристалах алмазу внаслідок високої швидкості їх росту, або
впливом цинку та бору на форму алмазних зерен при їхньому рості в процесі
кристалізації. Внаслідок описаної зміни форми частинок алмазного порошку
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 31
продуктивність обробки поверхні сапфіру тонким алмазним шліфуванням
методом вільного абразиву підвищується на 27 % [23]. Крім того, за рахунок
електропровідності алмазних кристалів вдається запобігти їхній конгломера-
ції та отримувати поверхню без подряпин.
ВИСНОВКИ
При формуванні сплаву Mg–Zn–B цинк послаблює хімічну взаємодію ма-
гнію та бору.
В сплаві, одержаному при температурі 1250 °С і тиску 3 ГПа за концент-
рації бору в вихідній суміші 17–72 % (ат.), основними фазами є електронна
сполука Mg51Zn20 і аморфний бор, що утворюють структуру з пластинчастих
зерен Mg51Zn20, між якими рівномірно розміщений бор.
Розчинність бору в розплаві Mg–Zn обмежена і визначається співвідно-
шенням між вмістом магнію та цинку. При концентраціях бору в вихідній
шихті, нижчих розчинності бору в розплаві, атоми бору входять як домішки
заміщення в ґратку синтезованих кристалів алмазу і надають їм електропро-
відності акцепторного типу. При концентраціях бору в вихідній шихті, які
перевищують розчинність бору в розплаві, відбувається утворення в ньому
колоїдного розчину бору, частинки якого служать центрами кристалізації
алмазних частинок.
Магній більш активно взаємодіє з вуглецем, ніж з бором, утворюючи кар-
бід MgC2. Після кристалізації алмазу в системі Mg–Zn–B–C утворення карбі-
ду магнію приводить до зміни співвідношення компонентів розчинника, в
результаті чого відбувається перетворення фази Mg51Zn20 на MgZn2.
При кристалізації алмазу наявність цинку в сплаві з магнієм сповільнює
швидкість кристалізації за рахунок розчинення магнію, що знижує розчин-
ність вуглецю в сплаві.
Внутрішні напруження та термостабільність алмазних порошків залежать
від вмісту бору в шихті. При збільшенні вмісту бору внутрішні напруження
знижуються, внаслідок чого зростає термостабільність.
За рахунок електропровідності зерен алмазного порошку, синтезованого в
системі Mg–Zn–B–C, при тонкому алмазному шліфуванні абразивом у віль-
ному стані вдається отримувати поверхню без подряпин.
Зерна алмазного порошку, синтезованого в системі Mg–Zn–B–C, в порів-
нянні з порошком, синтезованим в системі Ni–Mn–C, є більш близькими до
круга і еліпса за формою і менш плоскими, мають більше ріжучих кромок на
зерно та більший кут загострення.
Використання алмазного порошку, одержаного в системі Mg–Zn–B–C, з
показником міцності 8 Н, що відповідає марці АС6, дозволяє підвищити про-
дуктивність шліфування на 27 % у порівняні з алмазним порошком марки
АС6, одержаним в системі Ni–Mn–C.
Исследована кристаллизация алмаза в системе Mg–Zn–B–C в условиях
его термодинамической стабильности, фазовые превращения, происходящие при получе-
нии сплава-растворителя углерода и кристаллизации алмаза, структура сплава и свойст-
ва полученных алмазных кристаллов. Описаны процессы формирования акцепторных
центров и включений в кристаллах алмаза, вызванные введением бора в ростовую систе-
му. Установлено, что использование алмазного порошка, полученного в данной системе,
для абразивной обработки поверхностей деталей из сапфира позволяет повысить произ-
водительность и качество обработки по сравнению с порошком, полученным в системе
Ni–Mn–C.
www.ism.kiev.ua/stm 32
Ключевые слова: кристаллизация алмаза, легированный бором алмаз,
фазовые превращения, показатель прочности кристаллов алмаза, термостабильность
кристаллов алмаза.
The study results of diamond crystallization in its thermodynamic stability in
the Mg–Zn–B–C system are described. Phase transformations occurring in the preparation of
the carbon-solvent alloy and the crystallization of diamond, structure of alloy and properties of
obtained diamond crystals are investigated. Formation processes of acceptor centers and
inclusions in diamond crystals caused by the introduction of boron in growth system have been
described. It was found that use of diamond powder obtained in the above system for abrasive
machining of surfaces of the sapphire details can increase productivity and quality of treatment,
compared with the powder obtained in the Ni–Mn–C system.
Keywords: crystallization of diamond, boron-doped diamond, phase
transformations, strength index of diamond crystals, the thermal stability of diamond crystals.
1. Соболев E. В., Литвин Ю. А., Самсоненко Н. Д. и др. О состоянии примесного азота в
искусственном алмазе // Физика твердого тела. – 1968. – 10, N 7. – С. 2266–2268.
2. Chrenko R. M., Tuft R. E., Strong H. M. Transformation of the state of nitrogen in diamond //
Nature. – 1977. – 270, N 5633. – P. 141–144.
3. Evans T. Aggregation of nitrogen in diamond, in the properties of natural and synthetic
diamonds. – London: Academic Press, 1992. – 710 p.
4. Винс В. Г., Елисеев А. П., Сарин В. А. Физические основы современных методов облаго-
раживания природных алмазов и бриллиантов // Драгоценные металлы. Драгоценные
камни. – 2008.– 180, № 12. – С. 155–163.
5. Пат. 1315778 Великобритания, Int. С 01 B 31/06. Способ синтеза алмазов / А. А. Шуль-
женко, А. Ф. Гетьман. – Опубл. 12.08.71.
6. Шульженко А. А., Игнатьева И. Ю., Осипов А. С. и др. Особенности синтеза алмазов в
ростовых системах, содержащих цинк и магний // Синтез, спекание и свойства сверхт-
вердых материалов: Сб. науч. тр. – К.: ИСМ им. В. Н. Бакуля НАН Украины, 2000. –
С. 15–22.
7. Шульженко А. А., Новиков Н. В., Чипенко Г. В. Особенности роста алмаза в системах на
основе магния // Сверхтв. материалы. – 1988. – № 3. – С. 10–11.
8. Кирова Н. Ф., Колчеманов Н. А., Рывкин Ю. М. Влияние примеси бора на термическую
стойкость монокристаллов синтетических алмазов // Синт. алмазы. – 1976. – Вып. 2. –
С. 17–21.
9. Устинцев В. М., Крук В. Б. Свойства алмазов, легированных бором // Там же. – С. 21–
25.
10. Бакуль В. Н., Вишневский А. С., Гетьман А. Ф. и др. Некоторые оптические и
электрические свойства полупроводниковых алмазов, синтезированных в системе Fe–
Mg–Zn–C // Там же. – 1975. – Вып. 1. – С. 3–6.
11. Туркевич В. З., Кулик О. Г., Иценко П. П. и др. Диаграмма состояния системы Mg–B
при высоких давлениях // Сверхтв. материалы. – 2003. – № 1. – С. 9–14.
12. Петасюк Г. А. Системно-критерiальний метод кiлькiсної оцiнки однорiдностi надтвер-
дих дисперсних матеріалів // Фiзико-хiмiчна механiка матеріалів. – 2003. – № 5. –
C. 101–105.
13. Новиков Н. В., Богатырева Г. П., Петасюк Г. А. К вопросу повышения информативно-
сти морфологических характеристик порошков из сверхтвердых материалов, опреде-
ляемых на видео-компьютерных диагностических комплексах // Сверхтв. материалы. –
2005.– № 3. – С. 73–85.
14. Сафонова М. Н., Петасюк Г. А., Сыромятникова А. С. Компьютерно-аналитические
методы диагностики эксплуатационных характеристик алмазных порошков и компо-
зиционных материалов на их основе. – Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2013. – 222 с.
15. Петасюк Г. А. Экстраполяционно геометрический метод измерения внешней удельной
поверхности порошков сверхтвердых материалов // Измерительная техника. – 2008. –
№ 1. – С. 59–64.
16. Петасюк Г. А., Сирота Ю. В Аналитическое определение количества зерен в одном
карате алмазного порошка на основе экстраполяционно-аффинной 3D модели зерна //
Сверхтв. материалы. – 2012. – № 3. – С. 70–82.
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2015, № 6 33
17. Петасюк Г. А. Інтерпретаційнй і прикладні аспекти деяких морфологічних характери-
стик порошків надтвердих матеріалів // Там же. – 2010. – № 2. – С. 80–95.
18. Petasyuk G. A. System and criterial method of the identification and quantitative estimation
of the geometrical shape of the abrasive powder grains projection // Powder Technology. –
2014. – 264. – P. 78–85.
19. А. с. 768133 СССР. Шихта для синтеза электропровдного алмаза / А. С. Вишневский,
А. Г. Гонтарь, А. А. Шульженко, Г. В. Чипенко. – Заявл. 26.12.1978; Опубл. 06.06.1980.
20. Коваленко Т. В., Ивахненко С. А., Белявина Н. Н. и др. Особенности выращивания
монокристаллов алмаза в системах на основе магния при температуре до 2000 °С //
Породоразрушающий и металлообрабатывающий инструмент – техника и технология
его изготовления и применения: Сб. науч. тр. – К.: ИСМ им. В. Н. Бакуля НАН Украи-
ны, 2010. – Вып. 13. – С. 255–259.
21. Лякишев Н. П. Диаграммы состояния двойных металлических систем: В 3 т. – М.:
Машиностроение, 2001. – Т. 3, Кн. 1. – 972 с.
22. Чернієнко О. І., Бочечка О. О. Розрахунок внутрішніх залишкових напружень у зернах
алмазного порошку, синтезованого в системі Mg–Zn–B–C // Породоразрушающий и
металлообрабатывающий инструмент – техника и технология его изготовления и при-
менения: Сб. науч. тр. – К.: ИСМ им. В. Н. Бакуля НАН Украины, 2012. – Вып. 15. –
С. 321–324.
23. Чернієнко О. І., Ковальов С. В., Петасюк Г. А. та ін. Використання алмазного порош-
ку, синтезованого в системі Mg–Zn–B–C, для тонкого шліфування сапфіру // Породо-
разрушающий и металлообрабатывающий инструмент – техника и технология его из-
готовления и применения: Сб. науч. тр. – К.: ИСМ им. В.Н. Бакуля НАН Украины,
2014. – Вып. 17. – С. 471–476.
24. Тонков Е. Ю. Фазовые превращения соединений при высоком давлении: В 2 кн. Кн. 2 /
Под ред. Е. Г. Понятовского. – М.: Металлургия, 1988. – 358 с.
25. Іценко П. П. Діаграма стану і закономірності синтезу кубічного нітриду бору в системі
Mg–B–N: Автореф. дис. … канд. техн. наук. – Київ, 2006. – 20 с.
26. Лякишев Н. П. Диаграммы состояния двойных металлических систем: В 3 т. – М.:
Машиностроение, 1996. – Т. 1. – 992 с.
27. Turkevich V. Z., Prikhna T. A., Kozyrev A. V. Phase diagram of the Mg–B system at 2 GPa
and peculiarities of high-pressure manufacture of MgB2-based blocks with high critical cur-
rents // High Pressure Res. – 2009. – 29, N 1. – С. 87–92.
28. Игнатьева И. Ю., Барабаш О. М., Легкая Т. Н. Изучение эволюции диаграммы
состояния системы Mg–C в зависимости от давления на основе термодинамических
расчетов // Сверхтв. материалы. – 1990. – № 5. – С. 3–7.
29. Логінова О. Б. Високотемпературні капілярні процеси в системах металевий розплав –
різні модифікації вуглецю та нітриду бору: Автореф. дис. … д-ра хім. наук. – Київ,
2002. – 32 с.
30. Свирид К. А., Петасюк Г. А., Романко Л. О. та ін. Зміна електроопору алмазних поро-
шків, синтезованих в системі Mg–Zn–B–C, при пресуванні // Породоразрушающий и
металлообрабатывающий инструмент – техника и технология его изготовления и
применения: Сб. науч. тр. – К:. ИСМ НАН Украины, 2009. – Вып. 12. – С. 370–374.
31. Лоладзе Н. Т., Церодзе М. П. О влиянии поверхностных свойств металлического
расплава на процесс алмазообразования в системе Me–C // Сверхтв. материалы. – 2010.
– № 2. – С. 60–67.
32. Чернієнко О. І., Бочечка О. О., Лошак М. Г. та ін. Міцність алмазних порошків, синте-
зованих в системі Mg–Zn–B–C // Там же. – 2012. – № 2. – С. 29–37.
33. Чернієнко О. І., Бочечка О. О., Сирота Ю. В. Статистичне дослідження статичної
міцності алмазних порошків // Породоразрушающий и металлообрабатывающий инст-
румент – техника и технология его изготовления и применения: Сб. науч. тр. – К.:
ИСМ им. В. Н. Бакуля НАН Украины, 2013. – Вып. 16. – С. 319–325.
Ін-т надтвердих матеріалів Надійшла 23.04.15
ім. В. М. Бакуля НАН України
|