Керамические композиты с матрицей из оксида алюминия с включениями диоксида циркония (ZTA) пользуются большим спросом в обрабатывающей промышленности из-за их применений в качестве материала для режущего инструмента при обработке деталей из высокопрочных сплавов на основе железа. В настоящей статье представлен обзор литературы по процессам синтеза ZTA, а также показано влияние добавок внутри матрицы ZTA на эксплуатационные характеристики применительно к задачам выпуска керамического режущего инструмента. Показано, как синтезированные порошки ZTA используются для изготовления режущих пластин и заготовок осевых инструментов с использованием процессов порошковой металлургии.

 

Авторы:

А.С. Бабаев, к.т.н., старший научный сотрудник лаборатории нанотехнологий металлургии, 
Томский государственный университет, a.s.babaev@mail.tsu.ru
Н.Л. Савченко, д.т.н., ведущий научный сотрудник лаборатории физики упрочнения поверхности, 
Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, savnick@ispms.ru

 

 

Керамические композиты с матрицей из оксида алюминия с включениями диоксида циркония (ZTA), повышающими его вязкость разрушения, относятся к тем материалам, которые пользуются большим спросом при изготовлении инструментов для обработки высокопрочных сплавов на основе железа. Такие композиты имеют уникальные, в сравнении с другими керамическими инструментальными материалами, свойства: высокая твердость и износостойкость, химическая инертность при комнатной температуре, а также сохранение твердости и прочности на изгиб при повышенной температуре, возникающей в зоне резания. Указанные свойства ZTA были достигнуты, когда частицы частично-стабилизированного оксидом иттрия диоксида циркония равномерно распределены внутри матрицы оксида алюминия. Поэтому для достижения желаемых свойств ZTA керамики первым шагом является получение хорошо гомогенизированных порошков. Порошки получают с помощью различных процессов синтеза, таких как золь-гель, гидротермальный синтез, сольвотермальный синтез, совместное осаждение и химическое осаждение из паровой фазы (CVD). 

 

Режущая керамика ZTA 

 

 

В начале 1930-х годов были изобретены керамические (Al₂O₃) режущие инструменты для токарной обработки серого чугуна. Эти режущие инструменты обладают высокими износостойкими свойствами, химической инертностью, превосходной высокотемпературной стабильностью и прочностью на сжатие. Но они не получили широкого распространения в обрабатывающей промышленности из-за внезапных отказов и непредсказуемого разрушения в процессе работы. Позже указанные проблемы были частично нивелированы путем включения различных добавок, таких как Y₂O₃, CeO₂, ZrO₂, SiC, MgO, Cr₂O₃ и т. д. в керамическую матрицу Al₂O₃ для повышения вязкости разрушения [1]. Значительное улучшение было отмечено при включении в матрицу оксида алюминия (Al₂O₃) стабилизированного оксидом иттрия диоксида циркония (YSZ). Механизмами, которые связываются с YSZ для улучшения вязкости разрушения, были трансформационное увеличение вязкости разрушения и микрорастрескивание. Эти механизмы играют решающую роль в улучшении вязкости разрушения керамических композитов с матрицей из оксида алюминия с включениями диоксида циркония, повышающими его вязкость разрушения (ZTA). По словам Стивенса [2], механизм трансформационного повышения вязкости разрушения зависит от размера зерен диоксида циркония и преобладал, когда значение этого размера было найдено ниже критического размера зерна ZTA. Мартенситное превращение из метастабильной тетрагональной фазы в стабильную моноклинную фазу создает поле напряжений вокруг распространяющихся трещин, что является ключом к явлению увеличения вязкости разрушения керамики на основе диоксида циркония за счет фазового превращения [3, 4]. С другой стороны, микрорастрескивание начинается, когда размер зерен диоксида циркония был выше его критического размера, что вызывает спонтанное мартенситное превращение из тетрагональной в моноклинную фазу с увеличением объема при охлаждении от температуры спекания, что может ограничить прочность на изгиб, но вязкость разрушения увеличивается [5, 6]. Таким образом, увеличение вязкости разрушения, а также прочности можно получить, контролируя размер зерен диоксида циркония и количество соответствующих добавок оксидов — стабилизаторов [6, 7]. Также отмечается, что критический размер зерен диоксида циркония (нелегированного) уменьшается с увеличением объемного процента чистого диоксида циркония, армированного внутри матрицы оксида алюминия. Более ранние исследования показали, что добавки, такие как Y₂O₃, CeO₂, MgO, CaO, TiO₂ и т.д., значительно увеличивают критический диаметр диоксида циркония из-за стабилизации тетрагональной фазы диоксида циркония при комнатной температуре [7–9]. Благодаря cтабилизации тетрагональной фазы ZrO₂ при комнатной температуре керамические композиты с матрицей из оксида алюминия с включениями диоксида циркония, повышающими его вязкость разрушения (ZTA), широко используются в качестве керамических режущих инструментов для обработки твердых и износостойких материалов [10–19].

 

Во время сухой обработки резанием максимальная температура может превышать 1000°C [19]. Большинство быстрорежущих сталей и режущих инструментов из твердого сплава не работают в таких условиях из-за чрезмерного износа, что приводит к низкому сроку службы инструмента [19]. Вместе с тем сухая обработка является перспективным подходом к экономичной, эффективной и безопасной обработке. Эффективное внедрение сухой обработки требует исследования и оценки механизма процесса резания, конструкции и материала режущего инструмента, а также оборудования, связанного с процессом обработки [14, 18, 20]. Инновации в области самосмазывающихся режущих пластин позиционируют сухую обработку как привлекательную технологию производства с минимальным воздействием на окружающую среду, учитывая при этом гамму положительных экологических последствий [18]. Керамические инструменты из ZTA керамики при сухой обработке резанием продемонстрировали исключительную высокотемпературную стабильность, вязкость разрушения, химическую стабильность и усталостную ударную прочность, а также повышенную скорость съема материала при высоких температурах [21].

 

Исследования, сосредоточенные на улучшении механических свойств ZTA, показывают, что распределение частиц циркония и процент стабилизатора внутри матрицы играют первичную роль. Анализ также проиллюстрировал, что параметры процесса приготовления порошков, термическая обработка, прокалка, методы сушки, методы спекания, специальное формование, добавки и т.д. оказывают огромное влияние на механические свойства. Поэтому в этой статье была сделана попытка показать основные пути, выбранные для приготовления порошков, методы спекания и влияние на механические свойства при добавлении добавок. Схематическая технологическая схема обработки порошков до готового изделия показана на рис. 1.

 

Рис. 1. Технологическая схема процесса изготовления режущего инструмента ZTA

 

 

 

Синтез порошков ZTA различными способами

 

Существует множество методов синтеза, предназначенных для получения хорошо гомогенизированных порошков ZTA. Более ранние исследования показывают, что формирование микроструктуры в основном зависело от размера частиц, полученных после синтеза. Формирования хорошо гомогенизированной микроструктуры были получены различными способами, такими как золь-гель, гидротермальный синтез/сольвотермальный синтез, совместное осаждение и химическое осаждение из паровой фазы (CVD). Таким образом, был проведен подробный анализ для изучения влияния методов обработки на микроструктуру и механические свойства ZTA.

 

 

Золь-гель метод

 

 

Золь-гель — это широко используемый процесс синтеза, используемый для получения нанопорошков оксидов металлов таких как Al₂O₃, ZrO₂ и т.д. Этот процесс также используется для синтеза композиционных порошковых смесей, таких как ZTA, непосредственно. В этом процессе последовательно выполнялось несколько этапов для получения конечного продукта, такого как оксид металла или композиционные составы из оксидов металлов [22]. Сначала в необходимом количестве брались перспективные прекурсоры, после чего проводился гидролиз с интенсивным перемешиванием. Процессы интенсивного перемешивания были полезны для образования центров зародышеобразования в растворе смешанного гидроксида металла. После перемешивания конденсация прекурсоров происходит непосредственно перед образованием геля для контроля роста зародышеобразования. После этого образовавшийся гель сушат в печи для удаления воды перед формированием кристаллической структуры. Хорошая кристаллическая структура достигается после прокалки полученных порошков. Требуемые размеры образовавшихся порошков получаются в виде наночастиц. Все этапы, связанные с получением порошков оксидов металлов с помощью золь-гель процесса, показаны на рис. 2.

 

 

Рис. 2. Этапы процесса золь-гель метода [22] 

 

Джаясилан и др. [23] использовали золь-гель метод для разработки порошков ZTA. В этом процессе гидроксид алюминия/циркония был приготовлен при смешивании изопропоксида алюминия и оксихлорида циркония, а pH поддерживался в диапазоне 3–3,5 для контроля зародышеобразования и роста микроструктуры. Образованный гель высушивали при температуре 110°C и прокаливали в диапазоне температур 300–950°C. Анализ показал, что гидроксиды присутствовали вплоть до температуры 600°C. После этого гидроксиды были преобразованы в форму оксидов. При температуре 950°C образовывался уплотненный порошок, имеющий сферическую форму.

 

Саркар и др. [24] синтезировали нанопорошок ZTA с использованием золь-гель метода. Металлические соли нитрата Al и оксихлорида Zr были взяты в необходимом количестве для получения нанопорошков в условиях вакуума. При температуре 1000°C со временем выдержки 
2 ч были обнаружены все фазы, такие как (γ, δ, α)-Al₂O₃ и (t, m)-ZrO₂.  Размеры синтезированных частиц порошка лежали в диапазоне 20–180 нм.

 

 

Гидро/сольвотермический синтез

 

 

Процессы гидро- и сольвотермического синтеза обычно использовались для получения наноуровневых или микронного размера кристаллов порошков. Более ранние исследования показали, что это высокоэффективный метод для синтеза частиц различных размеров из солей металлов или прекурсоров [22]. В процессе гидротермического синтеза вода действует как реакционная среда и помещается в автоклав. Напротив, в сольвотермическом методе в качестве среды берется органическое соединение. По сравнению с золь-гель методом, этот метод содержит очень мало технологических переделов, как показано на рис. 3 [25].

 

Рис. 3. Технологическая схема гидротермального метода [25] 

 

Первоначально предшественники выбранных солей были загружены в автоклав, включающий воду или органический растворитель. На следующем этапе автоклав находился под высоким давлением и определенной температурой. Как правило, многие исследователи предпочитали автоклавы с тефлоновым покрытием для поддержания указанных условий. Чтобы избежать взрывов, внутренние химические реакции солей металлов можно рассчитать до загрузки предшественников металлов. В автоклаве смешанные растворы солей металлов и водно-органического соединения гидролизовались. 

 

Затем происходило зародышеобразование и рост кристаллов. Рост зерна контролировался температурой, пределами давления, временем, средой и уровнем pH. Миллс и др. [16] сообщили о процессах приготовления оксида алюминия, армированного цирконием, с использованием гидротермального синтеза. В этом методе в качестве предшественников металлов использовались ацетат алюминия Al-C₂H₃O₂ и ацетат циркония Zr — C₂H₃O₂. Химические реакции проводились в автоклаве с контролируемым давлением и температурой (2 часа, 200°C). Образованные гели оксида алюминия (бемит: γ-AlOOH) и диоксида циркония поддерживались при значении pH 6,8 и 2,3 соответственно во время процесса охлаждения.

 

 

Метод соосаждения

 

 

Процессы соосаждения являются широко распространенным процессом синтеза для получения равномерно распределенных нанопорошков без какой-либо агломерации. В этом методе размер морфологии частиц (например, 50–80 нм) выше по сравнению с золь-гель методом (10–50 нм) [26]. В этом процессе два или более металлических прекурсоров смешиваются в деионизированной воде для образования раствора желаемого соединения. Раствор оставляют на несколько часов при комнатной температуре для стабилизации. После стабилизации образовавшийся раствор по каплям смешивают с осадителями, после чего непрерывно перемешивают до тех пор, пока не будет получено полное осаждение. После этого происходит сушка и прокалка образовавшегося осадка при необходимой температуре. Недавно Хан и др. [27] синтезировали композит оксида алюминия/циркония (ZTA) с использованием метода соосаждения для исследования влияния различных осадителей и различных методов сушки, таких как распыление, вакуум и сублимационная сушка, на морфологию порошков синтезируемого  композита. Исследователи показали, что осаждающие агенты и методы сушки играют важную роль в морфологии синтезируемого порошка. Они выбрали сульфат алюминия-аммония-AlNH₄(SO₄)₂ · 12H₂O и оксихлорид циркония-ZrOCl₂ · 8H₂O в качестве основных химикатов для синтеза ZTA. В качестве осаждающих агентов были выбраны бикарбонат аммония (NH₄HCO₃), карбонат аммония ((NH₄)₂CO₃) и водный аммиак (NH₃·H₂O). Поэтапное представление указанного процесса показано на рис. 4.

 

Рис. 4. Этапы синтеза порошков ZTA методом соосаждения [27]

 

Небольшое изменение морфологии синтезируемого композита наблюдалось при использовании различных типов методов сушки, таких как распылительная, вакуумная и сублимационная сушка. Наблюдение показало, что метод сублимационной сушки приводит к хорошей морфологии, высокой площади поверхности и сферическому размеру частиц ZTA. Это произошло из-за отсутствия содержания воды во время образования льда в газообразной форме. Если содержание воды присутствует, поверхностное натяжение и химические связи образуются, что приводит к агломерации. В случае распылительной сушки и вакуумной сушки содержание воды не может быть удалено полностью, поэтому наблюдается агломерация. Хирота и др. [28] изучали механические свойства ZTA после процесса спекания, синтезированного методом соосаждения. AlCl₃, ZrOCl₂ · 8H₂O и NH₃ · H₂O были исходными химикатами, используемыми для синтеза порошка ZTA. Исследователи продемонстрировали, что стоимость разработанных порошков была низкой по сравнению с предыдущим методом, таким как золь-гель [28].

 

 

Метод химического осаждения из паровой фазы

 

 

В методе химического осаждения из паровой фазы металлические прекурсоры окисляются в присутствии газов O2 + H2 для образования частиц диоксида циркония внутри матрицы оксида алюминия. В этом процессе хлориды металлических прекурсоров используются и испаряются при очень высокой температуре [29, 30]. После этого паровая смесь охлаждается внутри зоны окисления и собирается на выходе из реактора. Хори и др. [29] сообщили о получении порошков ZTA с использованием двухкомпонентных смешанных оксидов методом химического осаждения из паровой фазы. Порошки ZTA были прокалены при температуре 800°C в течение 2 часов для удаления ионов хлоридов. Разработанные порошки имеют гомогенные, кристаллографические метастабильные фазы, неагломерированную и сверхтонкую морфологию после процесса окисления.

 

 

Метод механического смешивания

 

 

Метод механического смешивания является хорошо известным методом для производства большого количества желаемых композитов путем твердофазного смешивания порошков. Это наиболее коммерческий, общепринятый и легко адаптируемый метод. В этом методе порошки циркония (ZrO₂) и оксида алюминия (Al₂O₃) напрямую выбираются для приготовления композитов [31]. Процесс смешивания можно классифицировать как сухое и мокрое смешивание в зависимости от реакционной среды. Морфология, размер, загрязнение и агломерация внутри разработанных композитов в значительной степени зависят от выбора материалов шаров, времени, скорости вращения, реакционной среды и соотношения шаров и порошка. Иногда морфология может быть изменена из-за образования примесей внутри разработанных композитов в процессе смешивания. Ажар и др. [32] использовали полиэтиленгликоль в качестве пластификатора для равномерного распределения частиц во время процесса в шаровой мельнице в течение 8 часов. Мэн и др. [31] использовали мокрый способ смешивания, выбрав этанол в качестве среды в процессе шаровой мельницы в течение 24 часов. Ранее исследователи также выбирали различные среды, такие как 2-пропаналь, ацетон, спирт, полиэтилгликоль 1000/400 и т.д. во время процесса измельчения. Время измельчения также варьировалось в диапазоне от 8 ч до 72 ч с использованием различных шаров, таких как шары из циркония, оксида алюминия и YSZ [33–35].

 

 

Изготовление режущего инструмента ZTA

 

 

Изготовление режущего инструмента из ZTA начинается с синтеза хорошо гомогенизированных порошков. Сначала подготовленные гранулированные порошки формуются путём одноосного прессования. Сырые уплотненные образцы спекаются внутри высокотемпературной печи при известной температуре. Спеченные образцы, имеющие соответствующую твердость и прочность, разрезаются по размеру с помощью алмазного круга на заточном станке. Образцы, имеющие определенную форму, полируются до зеркального блеска с использованием нескольких процессов полировки. На кромках полированных образцов создают фаски под необходимым углом для придания прочности. Заготовки, соответствующие требованиям точности, используются в качестве полуфабрикатов для изготовления режущего инструмента.

 

 

Процесс спекания

 

 

Как описано выше, перед операцией алмазной резки порошки приготавливаются различными способами, а процессы спекания проводятся либо в условиях без давления, либо в условиях с использованием давления, т.е. горячего прессования, горячего изостатического прессования и т. д. Спекание представляет собой процесс цикла термической обработки. Обычно температура спекания принимается равной 70–90 % от температуры плавления. Исследователи и промышленность эффективно использовали обычное спекание (спекание без давления), горячее прессование и искровое плазменное спекание. Более ранние исследования показали, что время выдержки и температура играют ключевую роль в изменении микроструктуры и механических свойств [36, 37]. При спекании без давления или обычном спекании прессование порошков осуществляется индивидуально с использованием гидравлического пресса [36].

 

После этого муфельная печь используется для нагрева образцов в атмосферных условиях. Иногда для сложных применений также используется вакуум. Эксаре и др. [9] наблюдали влияние диапазонов температур спекания от 1350°C до 1650°C при обычном методе спекания и влияние оксида иттрия на оксид циркония при добавлении различных процентных количеств. Была установлена связь между относительной плотностью, размером зерна и температурой спекания, как показано на рис. 5.

 

 

Рис. 5. Зависимость относительной плотности и размера зерна ZTA от температуры спекания [7]

 

Исследователи обнаружили, что максимальные температуры спекания монолитного оксида алюминия и оксида циркония составляли около 1500°C и 1450°C соответственно. Из рис. 5 можно заметить, что оптимальная температура спекания была выше 1500°C для достижения полной плотности для композитов ZTA. Также можно заметить, что присутствие циркония внутри матрицы оксида алюминия действует как ингибитор роста зерен на монолитном оксиде алюминия, размер которых уменьшается нелинейно. Хао и др. [37] исследовали влияние скорости спекания (изменявшейся от 2 до 5 °C/мин.) и времени выдержки (изменявшейся в диапазоне 1–5 часов) на механические свойства при постоянной температуре выдержки 1600°C во время процесса спекания. Они наблюдали незначительное влияние времени выдержки на сохранение тетрагональной фазы циркония, но оно оказало сильное влияние на морфологию зерен. Изменение скорости спекания показало незначительное влияние на морфологию зерен. В то время как эффект огрубления наблюдался при низкой скорости спекания (2 °C/мин.) и большом времени выдержки (более 2 часов) во время процесса спекания. Следовательно, указанные явления соответственно влияют на механические свойства, такие как твердость и вязкость разрушения разработанных композитов.

 

В технике горячего прессования необходимые количества порошков заполняют внутри графитовых пресс-форм. Графитовые пресс-формы помещаются внутрь печи, где одновременно прикладывают давление и тепло [38]. После приложения тепла и давления образуются химические связи из-за диффузии. Sommer et al. [34] сообщили, что оптимальная температура спекания была найдена как 1475°C со временем выдержки 3 часа для стабилизированного  оксидом иттрия (1 мол.%) диоксида циркония в матрице оксида алюминия, имеющего высокие механические свойства. Методы искрового плазменного спекания также являются эффективным методом спекания для достижения приблизительно 100% теоретической плотности. В этом методе порошки спекаются за счет генерации искры между частицами. Следовательно, разработанные порошки должны быть электропроводными, чтобы передавать электрическую энергию. Этот метод полезен для полного устранения эффекта огрубления зеренной структуры. Этот метод также выгоден из-за требования меньшей температуры спекания, более высокой скорости спекания (100–1000 °C/мин), меньшего времени выдержки (сек-мин), устранения трудностей уплотнения во время спекания порошков и отсутствия необходимости во внешних ингибиторах роста зерен [38, 39].

 

Более низкая температура спекания требуется из-за эффективной передачи тепла через кластеры частиц, что, в свою очередь, способствует движению границ зерен в точках контакта частиц. Более того, короткое время выдержки дает преимущество для устранения ненужных фазовых реакций, происходящих во время спекания. Мэн и др. [31] исследовали, что уплотнение композитов ZTA с использованием техники искрового плазменного спекания при различных температурах спекания варьировалось от 1200 до 1400°C с постоянным временем выдержки 2 мин. Для получения композитов ZTA использовались порошки оксида алюминия и диоксида циркония, стабилизированные оксидом иттрия (5 вес.% и 10 вес.%), имеющие размер 600 и 40 нм, соответственно. Шаровое измельчение порошков проводилось для получения однородного распределения частиц внутри конечного композита. Полученные порошки засыпались в графитовую форму для спекания. Процесс спекания проходил в вакуумной атмосфере со скоростью нагрева 200°C в минуту и давлением прессования 
100 МПа. Исследование установило связь между уплотнением, размером зерна и различными температурами — при фиксированной температуре спекания уплотнение улучшалось с увеличением содержания диоксида циркония. Таким образом, добавление диоксида циркония внутрь матрицы оксида алюминия действует как спекающая добавка и как ингибитор роста зерна (уменьшение с 0,8 до 0,65 мкм). Из-за дороговизны процесса всего лишь несколько литературных источников посвящены применению процесса микроволнового спекания. Основная цель этого процесса -— снизить температуру спекания. В этом процессе объемный нагрев осуществляется от источника тепла, создаваемого микроволнами с частотой 2,5 ГГц. Исследования, проведенные с использованием этого процесса, показали, что оптимальная температура спекания лежит в пределах от 1350 до 1400°C с временем выдержки 10 мин [33] . Скорость нагрева (20 °C/мин.), время выдержки (5–20 мин.) и скорость охлаждения (10–15 °C/мин.) были получены для максимальных механических свойств.

 

 

Формирование геометрии инструмента

 

 

Мандал и др. [40, 41] провели различные эксперименты с режущими пластинами ZTA. Порошки были получены в шаровой мельницы, которые затем засыпали в матрицу с размерами 16×16 мм. Разработанные образцы имели кубическую форму 16×16×6 мм, чтобы получить форму, близкую к чистовым размерам инструмента. После этого разработанные образцы были спечены с использованием техники спекания без давления, чтобы получить плотные режущие пластины ZTA.

 

Различные характеристики разработанных режущих пластин с точки зрения механических и физических свойств, таких как вязкость разрушения, генерация напряжения в вершине, твердость, плотность, фазовое превращение и фазовый анализ, были измерены с помощью соответствующего оборудования. Алмазный круг использовался для обеспечения точной формы и размера режущих пластин. На финишной операции была проведена тонкая полировка с использованием алмаза (0,5–1,0 мкм) для приведения ее формы в соответствие с международным стандартом (ISO) SNUN 120408. Окончательная форма и размер режущих пластин с экспериментальной установкой показаны на (рис. 6).

 

Рис. 6. Державка инструмента с режущими пластинами (а), режущие пластины из керамики ZTA (б), экспериментальная установка (в) [40, 41]

 

 

Али и др. [42] использовали другую матрицу, имеющую ромбическую форму 80°, и изготовили режущую пластину ZTA для обработки стали 316L (российский аналог — сталь 03Х17Н14М3).

 

В работе [15] впервые были исследованы высокопроизводительные керамические режущие инструменты сложной формы из ZTA, оснащенные стружколомом. Исследуемые образцы были изготовлены с использованием 3D-печати на основе фотополимеризации в ванне в сочетании с процессом горячего изостатического спекания. Были получены режущие инструменты с относительной плотностью 99,34%, твердостью по Виккерсу 17,98 ± 0,20 ГПа, прочностью на изгиб 779 ± 47 МПа и вязкостью разрушения 5,41 ± 0,29 МПа м^1/2. Было исследовано влияние трех параметров резания, а именно скорости резания, подачи и глубины резания на характеристики режущих инструментов, а также были изучены механизмы износа режущих инструментов.

 

 

Влияние добавок

 

 

В современных керамиках или композитах добавки играют важную роль в улучшении внутренних свойств и устраняют препятствие, ограничивающее их применение. Поэтому в настоящее время различные добавки вводятся для улучшения физических и механических свойств различных видов керамики. Обычно добавки используются в качестве спекающей добавки для увеличения скорости диффузии, чтобы можно было достичь высокой теоретической плотности. 

 

Более ранние исследования, проведенные для добавок, показали их эффективную роль в улучшении физических и механических свойств. Было замечено, что, когда Y2O3 используют в качестве добавки, включенной в диоксид циркония, он играет ключевую роль в фазовом переходе (из тетрагональной в моноклинную фазу), и, следовательно, этот эффект сказывается на размер зерна ZTA. Полученные композиты ZTA также показали улучшение механических свойств, таких как твердость и вязкость разрушения. Эксар и др. [9] заметили, что 
3,0 мол.% оксида иттрия обеспечивают высокую прочность и высокую вязкость разрушения ZTA. Исследователи объяснили, что добавки концентрируются в тройных или четверных стыках зерен, что приводит к измельчению зерен. Более ранние исследования ZTA показали, что агломерация наблюдалась при добавлении 2,5% YSZ в оксид алюминия. Чтобы преодолеть это явление использовали минимум 5% YSZ с 3 моль% оксида иттрия внутри ZTA, приготовленного путем осаждения [43]. 

 

Исследование, проведенное для изучения фазового перехода из тетрагональной в моноклинную фазу, контролировалось во время процесса термообработки в присутствии 10–16% YSZ [9, 44]. Фазовый переход, происходящий при добавлении 10% YSZ внутрь оксида алюминия, приводил к оптимальным механическим свойствам, что использовалось некоторыми авторами для применения в режущих инструментах. При этом твердость по Виккерсу и вязкость разрушения чистого ZTA были измерены как 1438 HV и 5,2 МПа×м^1/2, соответственно [45].
Мина и др. [46] показали, что сочетание 10% циркония с 3 моль% иттрия и 1% MgO (добавка) было оптимально для композита, применяемого в режущем инструменте. Ажар [47] исследовал, что MgO, замешанный в различных количествах внутри ZTA, влияет на механические свойства. Для получения композитов ZTA использовались следующие соединения: оксид алюминия (0,5 мкм), YSZ (1,5 мкм) и MgO (0,5 мкм). Исследование показало, что содержание MgO выше 1% не подходит для применения в режущем инструменте из-за образования большого количества MgAl₂O₄, что снижает твердость. Наконец, был найден оптимальный состав, поскольку образцы 20% YSZ и 0,7% MgO внутри матрицы оксида алюминия имели самую высокую твердость и уплотнение. Поэтому этот состав был выбран для изготовления режущего инструмента ZTA. Однако при добавлении MgO значение вязкости разрушения немного снизилось в ZTA [48].

 

Биотто и др. [44] исследовали влияние таких добавок, как CaO, MgO и SiO₂, внутри матрицы ZTA. Исследование показало, что при спекании при температурах ниже 1500°C влияние добавок на матрицу ZTA было незначительным. При спекании при температурах выше 1500°C MgO происходит образование химической связи (образование твердого раствора/фазы) между частицами, что ограничивает аномальный рост зерна. Влияние добавок, таких как SiO₂ и CaO, вызывает быстрый рост зерен, что приводит к пористости и трещинам из-за образования моноклинной фазы во время процесса охлаждения. Ажар и др. [32] провели различные эксперименты с включением Cr₂O₃ внутрь матрицы ZTA. Было обнаружено, что состав, включающий ZTA с 0,6% Cr₂O₃, сводит на нет моноклинную фазу и выбран для изготовления режущего инструмента. Исследование показало максимальное значение вязкости разрушения при 0,6% Cr₂O₃ из-за исчезновения моноклинной фазы. Максимальное значение твердости было получено из-за перекрытия трещин и образования зерен пластинчатого типа. При концентрации выше 1% Cr₂O₃ наблюдалась большая пористость из-за быстрого роста зерен. Хванг и др. [49] сообщили о схожих результатах в случае TiO₂ по сравнению с Cr₂O₃, т.е. TiO₂ действует как ингибитор роста зерен. Благодаря исключению быстрого роста зерен было достигнуто высокое уплотнение при добавлении более 2,5 мол.% TiO₂. Ненужная фаза Al₂TiO₅ наблюдалась при более высоком процентном содержании TiO₂, т.е. более 7,5 мол.% TiO₂ в ZTA. Наконец, исследователи пришли к выводу, что прочность на изгиб, теоретическая плотность и вязкость разрушения были увеличены при добавлении TiO₂. Маншор и др. [33, 50] получили оптимальные механические свойства для композитов, включающих ZTA + 3% TiO₂ вместе с 0,6% Cr₂O₃. Полученное значение твердости по Виккерсу составило 1803,4 HV, а вязкости разрушения — 9,61 МПа×м^1/2. Нага и др. [45] изучили влияние Ta₂O₅ на физико-механические свойства ZTA. При добавлении Ta₂O₅ твердость увеличилась до 1867 HV, а вязкость разрушения (K_1C ) также увеличилась до 7,19 МПа×м^1/2. 

 

Это произошло из-за образования новой фазы TaZr2,75O8, которая имеет структуру пластинчатого типа внутри матрицы Al₂O₃. Ма и др. [51] сообщили, о влиянии смеси оксидов MgO + TiO₂ на механические свойства ZTA. Комбинация MgO и TiO₂ была выбрана с общим количеством 5%. При температуре ниже 1300°C скорость уплотнения была постоянной и аналогичной чистому ZTA. Однако резкий рост скорости уплотнения наблюдался после 1450°C. Все комбинации образцов достигли теоретической плотности выше 92%. Rejab et al. [52, 53] представили сравнительное исследование вязкости разрушения при добавлении CeO₂ и комбинированной добавки CeO₂ + MgO в матрицу ZTA. Было отмечено более высокое значение вязкости разрушения, а именно 8,38 МПа×м^1/2, при более высоком процентном содержании CeO₂, тогда как комбинация CeO₂ и MgO обеспечивала меньшее значение, а именно 6,59 МПа×м1/2. В случае твердости, максимальное значение наблюдалось с CeO, а именно 1688 HV, тогда как 1499 HV наблюдалось для CeO₂ + MgO. Singh et al. [35,54] синтезировали различные композиты ZTA, включив такие добавки, как Cr₂O₃ и MgO, для изготовления режущих пластин. Эти исследователи продемонстрировали, что добавление добавки внутрь матрицы ZTA обеспечивает лучшую производительность обработки с точки зрения силы резания, шероховатости поверхности и срока службы инструмента при обработке стали.

 

В работе [17] были изучены режущие характеристики и механизмы отказа керамических режущих пластин ZTA-MgO (ZTA/MgO/MWCNT), армированных многослойными углеродными нанотрубками (MWCNT), во время непрерывной сухой токарной обработки, закаленной стали AISI 4340 (≈40 HRC) (российский аналог — сталь 40ХН2МА) на высоких скоростях резания. Инструменты ZTA/MgO/MWCNT продемонстрировали превосходную производительность по сравнению с инструментами ZTA/MgO, особенно в диапазоне скоростей резания 200–300 м/мин. Повышенная микротвердость, нанотвердость и вязкость разрушения инструментов ZTA/MgO/MWCNT способствовали значительному улучшению производительности резания, особенно при высоких скоростях резания, низких скоростях подачи и минимальной глубине резания. В [18] была разработана новая самосмазывающаяся керамическая режущая пластина путем включения 10 мас.% молибдена (Mo) в композит ZTA посредством спекания без давления. Температуры, возникающие во время высокоскоростной токарной обработки стали AISI 4340 (российский аналог — сталь 40ХН2МА) привели к образованию тонких смазочных трибопленок оксидов Mo (MoO₂ и MoO₃) в зоне контакта. Самосмазывающиеся свойства разработанной пластины успешно противостоят истиранию и обеспечивают рост срока службы инструмента на 11% больше, чем у распространенных режущих инструментов. Сингх и др. [19] изучали обработку стали AISI 4340 (российский аналог — сталь 40ХН2МА) с использованием горячепрессованных пластин ZTA и ZTA-CuO при оптимизированных условиях резания: скорость резания 300 м/мин, скорость подачи 0,16 мм/об и глубина резания 0,5 мм. Благодаря повышенной вязкости разрушения, армированная CuO режущая пластина ZTA достигла более длительного срока службы инструмента (20 мин.) вместе с 20% снижением износа по задней поверхности в конце обработки по сравнению с монолитной пластиной. 

 

Y-TZP/Al₂O₃

 

 

При анализе опубликованных статей обращает на себя внимание отсутствие информации о режущих свойствах керамических композитов Y-TZP/Al₂O₃, содержащих от 5 до 40 масс. % A1₂O₃. Вместе с тем, известно, что по сравнению с Y-TZP такие композитные материалы имеют более высокую прочность на изгиб при комнатной температуре (до 1400 МПа), а также сохраняют повышенную прочность при высокой температуре [4]. Присутствие второй фазы в виде Al₂O₃ в композитах Y-TZP/Al2O3, отвечает за дополнительный механизм упрочнения, связанный с термическими остаточными напряжениями, создаваемыми разницей коэффициента термического расширения между двумя фазами [55–57]. Дисперсные включения A12O3 в матрице Y-TZP приводят повышению твердости, модуля упругости и улучшенным высокотемпературным механическим свойствам, включая высокое значение вязкости разрушения [4]. Эти композиты являются перспективными материалами для лезвийной обработки в экстремальных условиях [58–60].

 

В Томском государственном университете в лаборатории нанотехнологий металлургии были проведены работы по изготовлению из коммерческого порошка марки TZ-3Y20AB режущих пластин RNGN 120400-01 (ГОСТ 25003-81) и концевых фрез диаметром 10 мм 
(рис. 7) с проведением последующих испытаний в условиях сухого высокоскоростного резания.

 

 

Рис. 7. Режущие инструменты, изготовленные из керамики Y-TZP-Al₂O₃

 

 

Испытания режущих пластин проводили путём точения стали 40Х (HRC 43-48) на токарном станке мод. MULTUS B300-W фирмы Okuma (Япония) в условиях цеха производства корпусного режущего инструмента ООО «ПК МИОН» (г. Томск, Россия). 
Проверку работоспособности на постоянных режимах V = 200 м/мин; S = 0,25 мм/об; t = 0,1 мм. При этом использовали пластину с фаской 0,2×45° мм, сформированной на режущей кромке. При увеличении скорости резания от 300 до 400 м/мин наблюдали интенсивное сгорание стружки, сопровождающееся снопом искр (рис. 8).

 

 а)           

                                                       

 б)
Рис. 8. Виды рабочей зоны станка с закрепленной заготовкой (а) и установленной оправкой (б) с керамической пластиной

 

При непрерывном резании на протяжении дистанции в 3300 мм (≈27 мин.) на контактных поверхностях режущей пластины были зарегистрированы участки без следов абразивного износа со сформированными налипами обрабатываемого материала (рис. 9).
Таким образом был сделан вывод о том, что керамическая композиция Y-TZP-Al₂O₃ является перспективной для использования в качестве инструментального материала, предназначенного для сухого высокоскоростного резания термически упрочнённых сплавов на основе 
железа.

 

Рис. 9. Фрагмент резания с образованием сгорающей стружки

 

 

Заключение 

 

 

Был проведен обзор литературы для демонстрации различных типов процесса синтеза порошков и их влияния на получение плотных и прочных композитов ZTA. Золь-гель процесс использовался для синтеза порошков ZTA в больших количествах, тогда как гидротермальный метод используется для устранения количества шагов, необходимых в золь-гель процессе. Этот процесс также эффективен для получения наноуровня и крупных кристаллов ZTA. Методы совместного осаждения и CVD также используются для производства ZTA. Стоимость исходных прекурсоров очень низкая в случае совместного осаждения по сравнению с другими прекурсорами, используемыми в различных химических методах. Для достижения высокой кристалличности разработанных композитов требуется более высокая температура прокалки. В процессе смешивания шаровая мельница показывает эффективный результат при добавлении добавок внутрь матрицы ZTA. Это также полезный процесс для оптимизации компонентов, присутствующих внутри матрицы ZTA. Спекание разработанных композитов осуществляется двумя методами, а именно спеканием без давления и спеканием под давлением. Горячее прессование и SPS лучше подходят для избегания эффекта огрубления зеренной структуры по сравнению с традиционными методами спекания. Оптимизированный состав, содержащий 10% YSZ, 3% TiO₂ вместе с 0,6% Cr₂O₃ и остальной глинозем, рассматривается как лучший состав из-за высокой твердости по Виккерсу (1803 HV) и вязкости разрушения (9,61 МПа×м^1/2). Этот состав был выбран многими исследователями для изготовления режущих пластин. Влияние добавок (MgO + TiO₂) на механические свойства ZTA также показывает улучшение механических свойств.

  

 а)                                                                  б)
Рис. 10. Изображение режущей пластины до испытаний (а) и после снятия с испытаний (б)
 

 

Пилотные исследования режущих свойств керамических композитов Y-TZP/Al₂O₃ проведённые в Томском государственном университете показали многообещающие результаты в части расширения современной номенклатуры керамических материалов, пригодных для интенсификации обработки термически упрочнённых сплавов на основе железа.

 

 

Литература

1. A.H. De Aza, J. Chevalier, G. Fantozzi, Slow crack growth behavior of zircinia toughened alumina ceramics processed by different methods, J. Am. Ceram. Soc. 86 (1) (2003) 115–120. 
2. 2R. Stevens, Review zirconia-toughened alumina (ZTA) ceramics, J. Mater. Sci. 24 (1989) 3421–3422.
3. Perry C., Liu D., Ingel R.P. Phase characterization of partially stabilized zirconia by Raman spectroscopy // Journal of the American Ceramic Society. – 1985. – Vol. 68(8). – P. C184-187. – DOI: 10.1111/j.1151-2916.1985.tb10176.x.
4. Nettleship I., Stevens R. Tetragonal Zirconia Polycrystal (TZP) A Review // International Journal of High Technology Ceramics. – 1987. – Vol.3. – P.1-32. –DOI: 10.1016/0267-3762(87)90060-9.
5. P.F. Becher, K.B. Alexander, A. Bleier, S.B. Waters, W.H. Warwick, Influence of ZrO2 grain size and content on the transformation response in the Al2O3–ZrO2 (12 mol% CeO2) system, J. Am. Ceram. Soc. 76 (3) (1993) 657–663. 
6. B. Basu, J. Vleugels, O. Van Der Biest, Transformation behaviour of tetragonal zirconia: role of dopant content and distribution, Mater. Sci. Eng. A 366 (2004) 338–347. 
7. M. Ruhle, N. Claussen, Transformation and microcrack toughening as complementary processes in Zr02-toughened A12O3, 97, 1986, 195–197. 
8. R.V. Mangalaraja, B.K. Chandrasekhar, P. Manohar, Effect of ceria on the physical, mechanical and thermal properties of yttria stabilized zirconia toughened alumina, Mater. Sci. Eng. A 343 (2003) 71–75. 
9. C. Exare, J.M. Kiat, N. Guiblin, F. Porcher, V. Petricek, Structural evolution of ZTA composites during synthesis and processing, J. Eur. Ceram. Soc. 35 (2015) 1273–1283. 
10. Dyatlova Y. G., Kovelenov N. Y., Rumyantsev V. I., Ordanyan S. S. New cutting ceramics in the Al2O3—ZrO2 (Y2O3)—Ti(C,N) system. Metalworking. 2014. Vol.79 (1). P. 32-36. In Russian.
11. Senthil Kumar A., Raja Durai A., Sornakumar T. Machinability of hardened steel using alumina based ceramic cutting tools // International Journal of Refractory Metals and Hard Materials. – 2003. – Vol. 21(3–4). – P. 109–117.  – DOI: 10.1016/S0263-4368(03)00004-0.
12. Basha M.M., Basha S.M., Singh B.K., Mandal N., Sankar M.R. A review on synthesis of zirconia toughened alumina (ZTA) for cutting tool applications // Materials Today: Proceedings. – 2020. – Vol. 26. – Part 2. – P. 534-541. – DOI: 10.1016/j.matpr.2019.12.134.
13. Smuk B., Szutkowska M., Walter J. Alumina ceramics with partially stabilized zirconia for cutting tools // Journal of Materials Processing Technology. – 2003. – Vol. 133. – P.195–198. ¬– DOI: 10.1016/S0924-0136(02)00232-7.
14. Patel H., Patil H. Tribological performance based machinability investigations of Al2O3-ZrO2 ceramic cutting tool in dry machining of Ti-6Al-4V alloy // Tribology International.  2022.  Vol. 176.– P. 107776.  DOI: 10.1016/j.triboint.2022.107776.
15. Liu W., Wu H., Xu Y., Lin L., Li Y., Wu S. Cutting performance and wear mechanism of zirconia toughened alumina ceramic cutting tools formed by vat photopolymerization-based 3D printing // Ceramics International.  2023. Vol. 49 (14). Part A. P. 23238-23247.  DOI: 10.1016/j.ceramint.2023.04.153.
16. Thakur T., Heinen S., Ehrle B., Blugan G. Optimizing woodcutting with zirconia-toughened alumina: Processing, performance, and industrial insights // Heliyon. 2025. Vol. 11 (2). P. e41785. DOI: 10.1016/j.heliyon.2025.e41785.
17. Prajapati P.K., Bapanapalle C.O., Biswas P., Kumar Sadhu K., Ranjan Sahoo R., Mandal N.  Cutting performance, failure mechanisms and tribological properties of MWCNT-reinforced ZTA-MgO ceramic inserts in high-speed machining of hardened AISI-4340 steel // Diamond & Related Materials. 2024.Vol. 153. P. 112094. DOI: 10.1016/j.diamond.2025.112094.
18. Ghosh K., Goswami S., Kumar Prajapati P., Roy P., Mandal N. Pressure-less sintering of molybdenum-reinforced ceramic cutting inserts with improved tool life // International Journal of Refractory Metals and Hard Materials. 2024. Vol. 120. P. 106619. DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2024.106619.
19. Singh B.K., Goswami S., Ghosh K., Roy H., Mandal N. Performance evaluation of self lubricating CuO added ZTA ceramic inserts in dry turning application // International Journal of Refractory Metals and Hard Materials. 2021.Vol. 98.P. 105551. DOI: 10.1016/j. ijrmhm.2021.105551
20. Wang B., Liu Z. Influences of tool structure, tool material and tool wear on machined surface integrity during turning and milling of titanium and nickel alloys: a review // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2018. Vol. 98(5–8). P. 1925–1975.DOI: 10.1007/s00170-018-2314-1.
21. Sun F.J., Qu S.G., Pan Y.X., Li X.Q., Li F.L. Effects of cutting parameters on dry machining Ti-6Al-4V alloy with ultra-hard tools // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2015. Vol. 79(1–4). P. 351–60. DOI: 10.1007/s00170-014-6717-3.
22. B.G. Rao, D. Mukherjee, B.M. Reddy, Novel approaches for preparation of nanoparticles, in: Nanostructures for Novel Therapy, 2017, pp. 1–36, chapter 1. 
23. D.D. Jayaseelan, D.A. Rani, T. Nishikawa, H. Awaji, F.D. Gnanam, Powder characteristics, sintering behavior and microstructure of sol-gel derived ZTA composites, J. Eur. Ceram. Soc. 20 (3) (2000) 267–275.
24. D. Sarkar, D. Mohapatra, S. Ray, S. Bhattacharyya, S. Adak, N. Mitra, Synthesis and characterization of sol-gel derived ZrO2 doped Al2O3 nanopowder, Ceram. Int. 33 (2007) 1275–1282.
25. H. Mills, S. Blackburn, Zirconia toughened aluminas by hydro-thermal processing, J. Eur. Ceram. Soc. 20 (2000) 1085–1090.
26. A. Rajaeiyan, M.M. Bagheri-Mohagheghi, Comparison of sol-gel and coprecipitation methods on the structural properties and phase transformation of c and a-Al2O3 nanoparticles, Adv. Manufact. 1 (2013) 176–182. 
27. X. Han, Z. Liang, W. Wang, J. Chen, C. Xue, H. Zhao, Co-precipitated synthesis of Al2O3-ZrO2 composite ceramic nanopowders by precipitant and drying method regulation: a systematic study, Ceram. Int. 41 (2015) 505–513. 
28. K. Hirotha, Fabrication of dense composite ceramics by pulsed electric-current pressure sintering of neutralization co-precipitated powders, 2017 pp. 1–12. 
29. S. Hori, M. Yoshimura, S. Somiya, Mechanical properties of ZrO2-toughened Al2O3 ceramics from CVD powders, J. Mater. Sci. Lett. 4 (1985) 413–416. 
30. S. Hori, Y. Shigaki, Y. Hirata, M. Yoshimura, S. Somiya, Characterization and processing of CVD powders for fabrication of composite and compound ceramics, Mater. Res. Soc. 155 (1989). 
31. F. Meng, C. Liu, F. Zhang, Z. Tian, W. Huang, Densification and mechanical properties of fine-grained Al2O3-ZrO2 composites consolidated by spark plasma sintering, J. Alloys Compd. 512 (2012) 63–67. 
32. A.Z.A. Azhar, L.C. Choong, H. Mohamed, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, Effects of Cr2O3 addition on the mechanical properties, microstructure and wear performance of zirconia-toughened-alumina (ZTA) cutting inserts, J. Alloys Compd. 513 (2012) 91–96. 
33. H. Manshor, E.C. Abdullah, A. Zahirani, A. Azhar, Y. Wee, Z.A. Ahmad, Microwave sintering of zirconia-toughened alumina (ZTA)-TiO2-Cr2O3 ceramic composite: the effects on microstructure and properties, J. Alloys Compd. 722 (2017) 458–466. 
34. F. Sommer, R. Landfried, F. Kern, R. Gadow, Mechanical properties of zirconia toughened alumina with 10–24 vol.% 1Y-TZP reinforcement, J. Eur. Ceram. Soc. 32 (2012) 4177–4184. 
35. B.K. Singh, H. Roy, B. Mondal, S.S. Roy, Development and machinability evaluation of MgO doped Y-ZTA ceramic inserts for high-speed machining of steel Y-ZTA ceramic inserts for high-speed machining of steel, J. Mach. Sci. Technol. 22 (2018) 899–913. 
36. R.M. German, Sintering, Powder Metall. (1994) 1–3. 
37. J.K.C. Hao, A.Z.A. Azhar, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, Wear performance and mechanical properties of 80 wt-%Al2O3/20 wt-%YSZ cutting inserts at different sintering rates and soaking times, Mater. Sci. Technol. 26 (2010) 95–103.
38. R. Orru, R. Licheri, A.M. Locci, A. Cincotti, G. Cao, Consolidation/synthesis of materials by electric current activated/assisted sintering, Mater. Sci. Eng.: R: Rep. 63 (2009) 127–287, https://doi.org/10.1016/j.mser.2008.09.003
39. Z.A. Munir, U. Anselmi-Tamburini, M. Ohyanagi, The effect of electric field and pressure on the synthesis and consolidation of materials: a review of the spark plasma sintering method, J. Mater. Sci. 41 (2006) 763–777
40. N. Mandal, B. Doloi, B. Mondal, R. Das, Optimization of flank wear using zirconia toughened alumina (ZTA) cutting tool: taguchi method and regression analysis, Measurement 44 (2011) 2149–2155
41. N. Mandal, B. Doloi, B. Mondal, Development of flank wear prediction model of zirconia toughened alumina (ZTA) cutting tool using response surface methodology, Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 29 (2011) 273–280
42. A.M. Ali, A. Zahirani, A. Azhar, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, Wear analysis of ZTAMgO ceramic cutting inserts on stainless steel 316L machining, J. Adv. Mater. Res. 1087 (2015) 101–105.
43. G. Liu, Z. Xie, Y. Wu, Effectively inhibiting abnormal grain growth of alumina in ZTA with low-content fine-sized ZrO2 inclusions introduced by infiltration and in situ precipitation, J. Am. Ceram. Soc. 93 (12) (2010) 4001–4004.
44. K. Biotteau-Deheuvels, L. Zych, L. Gremillard, J. Chevalier, Effects of Ca-, Mg- and Si-doping on microstructures of alumina–zirconia composites, J. Eur. Ceram. Soc. 32 (2012) 2711–2721.
45. S.M. Naga, A.M. Hassan, M. Awaad, Physical and mechanical properties of Ta2O5 doped zirconia-toughened alumina (ZTA) composites, Ceram. Int. 41 (2015) 6248–6255. 
46. K.L. Meena, D.B. Karunakar, Effect of ZrO2 and MgO added in alumina on the physical and mechanical properties of spark plasma sintered nanocomposite, Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 81 (2019) 281–290. 
47. A.Z.A. Azhar, H. Mohamad, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, The effects of MgO addition on microstructure, mechanical properties and wear performance of zirconia-toughened alumina cutting inserts, J. Alloys Compd. 497 (2010) 316– 320. 
48. A.M. Ali, A. Zahirani, A. Azhar, N.S. Abdullah, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, Tetragonal and monoclinic phase transformation of ZTA-MgO ceramic cutting tool by machining process, Mater. Sci. Forum 888 (2017) 108–111. 
49. C.S. Hwang, Y.J. Chang, Effects of TiO2 on the microstructure and mechanical properties of Al2O3/ZrO2 composites, J. Mater. Res. 11 (1996) 1545–1551.
50. H. Manshor, A. Wahid, A. Zahirani, A. Azhar, E. Chan, Z. Arifin, Effect of Cr2O3- TiO2 addition on the physical properties of zirconia toughened alumina, Mater. Sci. Forum 840 (2016) 34–38.
51. J.F. Ma, S.Q. Wang, R.X. Du, X.D. Li, Pressureless sintering of gelcast ZTA-MgOTiO2 systems as potential dental ceramics, Adv. Appl. Ceram. 110 (5) (2011) 275–279
52. N.A. Rejab, A. Zahirani, A. Azhar, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, The effects of CeO2 addition on the physical, microstructural and mechanical properties of yttria stabilized zirconia toughened alumina (ZTA), Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 36 (2013) 162–166. 
53. N.A. Rejab, A. Zahirani, A. Azhar, M.M. Ratnam, Z.A. Ahmad, The relationship between microstructure and fracture toughness of zirconia toughened alumina (ZTA) added with MgO and CeO2, Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 41 (2013) 522–530. 
54. B.K. Singh, B. Mondal, N. Mandal, Machinability evaluation and desirability function optimization of turning parameters for Cr2O3 doped zirconia toughened alumina (Cr-ZTA) cutting insert in high speed machining of steel machining, Ceram. Int. 42 (2016) 3338–3350. 
55. Bichaud E., Chaix J.M., Carry C., Kleitz M., Steil M.C. Flash sintering incubation in Al2O3/TZP composites // Journal of the European Ceramic Society. 2015. Vol. 35 (9). P. 2587-2592. DOI: 10.1016/j.jeurceramsoc.2015.02.033. 
56. Muccillo R., Muccillo E.N.S. Electric field-assisted flash sintering of tin dioxide // Journal of the European Ceramic Society. 2014. Vol. 34(4). P. 915–923. DOI: 10.1016/j.jeurceramsoc.2013.09.017. 
57. Yoshida H., Sakka Y., Yamamoto T., Lebrun J-M., Raj R. Densification behaviour and microstructural development in undoped yttria prepared by flash-sintering // Journal of the European Ceramic Society. 2014. Vol. 34(4). P. 991–1000. DOI: 10.1016/j.jeurceramsoc.2013.10.031.
58. Srdic V.V., Winterer M., Hahn H. Sintering Behavior of Nanocrystalline Zirconia Doped with Alumina Prepared by Chemical Vapor Synthesis // Journal of the American Ceramic Society. 2000. Vol. 83. P. 1853. DOI: 10.1111/j.1151-2916.2000.tb01481.x.
59. Sakka Y, Suzuki T S, Morita K, Nakano K. and Hiraga K. Colloidal processing and superplastic properties of zirconia- and alumina-based nanocomposites // Scripta materialia. 2001.  Vol. 44. P. 2075.DOI: 10.1016/S1359-6462(01)00889-2.
60. Rana, R.P., Pratihar, S.K., Bhattacharyya, S. Powder processing and densification behaviour of alumina–high zirconia nanocomposites using chloride precursor // Journal of Materials Processing Technology. 2007. Vol. 190 (1–3). P. 350-357. DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2007.02.009.
     

 

Источник журнал "РИТМ машиностроения" № 3-2025