Structure and superconducting characteristics of magnesium diboride, substitution of boron atoms by oxygen and carbon

An x-ray analysis of MgB2-based materials shows that they contain MgB2 and MgO phases. According to a quantitative Auger analysis (taken after removing the oxidized surface layer by Ar ion etching in the microscope chamber) the MgB2 phase contains some amount of oxygen that approximately corresponds to the composition MgB2.2-1.7O0.4-0.6. Rietveld refinement of the MgB2 phase, based on EDX data with varying B/O content, leads to the composition MgB1.68-1.8O0.2-0.32. Ab-initio modelling of boron substitution by oxygen in MgB2 (ΔH f = -150.6 meV/atom) shows that this is energetically favourable up to the composition MgB1.75O0.25 (ΔH f = -191.4 meV/atom). In contrast to carbon substitution, where very small levels of doping can dramatically affect the superconducting characteristics of the material with concomitant changes in the electron density, oxygen substitution results in very little change in the superconducting properties of MgB2. The formation of vacancies at the Mg site of both MgB2 and substituted MgB1.75O0.25 was modelled as well, but has shown that such processes are energetically disadvantageous (ΔHf of Mg0.875B2 and Mg0.75B1.75O0.25 are equal to -45.5 and -93.5 meV/atom, respectively)

Structure and superconducting characteristics of magnesium diboride, substitution of boron atoms by oxygen and carbon

An x-ray analysis of MgB2-based materials shows that they contain MgB2 and MgO phases. According to a quantitative Auger analysis (taken after removing the oxidized surface layer by Ar ion etching in the microscope chamber) the MgB2 phase contains some amount of oxygen that approximately corresponds to the composition MgB2.2-1.7O0.4-0.6. Rietveld refinement of the MgB2 phase, based on EDX data with varying B/O content, leads to the composition MgB1.68-1.8O0.2-0.32. Ab-initio modelling of boron substitution by oxygen in MgB2 ([Delta]Hf =-150.6 meV/atom) shows that this is energetically favourable up to the composition MgB1.75O0.25 ([Delta]Hf =-191.4 meV/atom). In contrast to carbon substitution, where very small levels of doping can dramatically affect the superconducting characteristics of the material with concomitant changes in the electron density, oxygen substitution results in very little change in the superconducting properties of MgB2. The formation of vacancies at the Mg site of both MgB2 and substituted MgB1.75O0.25 was modelled as well, but has shown that such processes are energetically disadvantageous ([Delta]Hf of Mg0.875B2 and Mg0.75B1.75O0.25 are equal to -45.5 and -93.5 meV/atom, respectively)

Structure and superconducting characteristics of magnesium diboride, substitution of boron atoms by oxygen and carbon

An x-ray analysis of MgB2-based materials shows that they contain MgB2 and MgO phases. According to a quantitative Auger analysis (taken after removing the oxidized surface layer by Ar ion etching in the microscope chamber) the MgB2 phase contains some amount of oxygen that approximately corresponds to the composition MgB2.2-1.7O0.4-0.6. Rietveld refinement of the MgB2 phase, based on EDX data with varying B/O content, leads to the composition MgB1.68-1.8O0.2-0.32. Ab-initio modelling of boron substitution by oxygen in MgB2 ([Delta]Hf =-150.6 meV/atom) shows that this is energetically favourable up to the composition MgB1.75O0.25 ([Delta]Hf =-191.4 meV/atom). In contrast to carbon substitution, where very small levels of doping can dramatically affect the superconducting characteristics of the material with concomitant changes in the electron density, oxygen substitution results in very little change in the superconducting properties of MgB2. The formation of vacancies at the Mg site of both MgB2 and substituted MgB1.75O0.25 was modelled as well, but has shown that such processes are energetically disadvantageous ([Delta]Hf of Mg0.875B2 and Mg0.75B1.75O0.25 are equal to -45.5 and -93.5 meV/atom, respectively)

Characterization of high pressure oxygenated EuBCO and GdBCO coated conductors

Program and book of abstracts / 2nd International Conference on Innovative Materials in Extreme Conditions i. e. (IMEC2024), 20-22 March 2024 Belgrade, Serbia

Structure, mechanical characteristics and high-temperature stability of sintered under high and by hot pressing ZrB2- and HfB2–based composites

Program and book of abstracts / 2nd International Conference on Innovative Materials in Extreme Conditions i. e. (IMEC2024), 20-22 March 2024 Belgrade, Serbia

Correlations between the structure and superconducting properties of MT-YBaCuO

© Published under licence by IOP Publishing Ltd. Comprehensive experimental results of fully oxidized (up to YBa2Cu3O6,9-7) melt-Textured YBaCuO materials with different microstructures are presented. These microstructures are built respectively: (1) with a high dislocations density but almost without twins (after high temperature treatment at 2 GPa) and (2) with a high twin density, but practically free from dislocations and stacking faults (after high temperature oxygenation at 10-16 MPa). It is shown that for attaining high critical current densities and fields of irreversibility (jc(H-c, 0 T)=9•104 A/cm2, H irr=9.7 T at 77 K), a high twin density in YBa2Cu3O6.9-7 matrix of MT-YBCO is required. The density of twins in fully oxidized materials depends on the distances between Y2BaCuO5 inclusions, larger twin densities are related to shorter distances between inclusions. The influence of phase composition of the initial powder mixtures on the distances between Y2BaCuO5 inclusions have been characterized and discussed

Development of oxidation-resistant and electrically conductive coating of Ti–Al–C system for the lightweight interconnects of solid oxide fuel cells

The paper studies oxidation resistance and electrical conductivity of dense coatings produced by vacuum-arc deposition technique on α-titanium thin (0.1 mm) substrate using a hot pressed Ti2AlC–TiC target. The coatings were deposited at low (7 mA/cm2) and high (15 mA/cm2) current densities on the substrate and marked LCD and HCD, respectively. This provided different local chemical and phase compositions of the coatings. It was found that phase compositions of the coatings differ from that of the target. The HCD coating has high oxidation resistance evaluated in terms of the specific weight gain (Δm/S = 0.06 mg/cm2) as well as high surface electrical conductivity (σ = 1.23·106 S/m) after long-term (1000 h) holding at 600 °C in the air due to the formation of an over thin (450 nm) Ti–Al-(C, O, N) near-surface layer. The thin titanium substrate with such Ti–Al–C coating is recommended as a lightweight interconnect of an intermediate-temperature solid oxide fuel cell

Дослідження механічних характеристик матеріалів на базі тугоплавких боридів

The object of research is the effect of sintering under pressure (10 MPa–4.1 GPa) on the formation of the structure and properties of ZrB2, HfB2, and composites on their bases. It has been found that high pressure consolidation results in an improvement of mechanical characteristics. In particular, the hardness and fracture toughness of the materials sintered under 4.1 GPa pressure are higher than those of the materials obtained under hot pressing conditions at 20–30 MPa and spark-plasma sintering at 50 MPa.High-pressure sintered HfB2 demonstrated hardness HV(9.8 N)=21.3±0.8 GPa, HV(49 N)=19.3±1.3 GPa, and HV(98 N)=19.2±0.5 GPa and fracture toughness K1C(49 N)=7.2 MPa·m0.5 and K1C(98 N)=5.7 MPa·m0.5. The HfB2 sintered by hot pressing at 1850 °C and 30 MPa demonstrated hardness: HV(9.8 N)=19.0 GPa, HV(49 N)=18.7 GPa, and HV(98 N)=18.1 GPa, K1C(9.8 N)=7.7 MPa·m0.5, K1C(49 N)=6.6 MPa·m0.5 and K1C(98 N)=5.3 MPa·m0.5. High pressure sintered ZrB2 (a=0.3167 nm, c=0.3528 nm, γ=6.2 g/cm3) demonstrated HV(9.8 N)=17.7±0.6 GPa, HV(49 N)=15.4±1.2 GPa, and HV(98 N)=15.3±0.36 GPa and K1C(9.8 N)=4.3 MPa·m0.5, K1C(49 N)=4.2 MPa·m0.5 and K1C(98 N)=4.0 MPa·m0.5. Addition of 20 wt. % of SiC to ZrB2 and sintering under high pressure (4.1 GPa) allowed essential increase of hardness to HV(9.8 N)=24.2±0.7 GPa, HV(49 N)=16.7±0.5 GPa, and HV(98 N)=17.6±0.4 GPa and fracture toughness to K1C(49 N)=7.1 MPa·m0.5, K1C(98 N)=6.2 MPa·m0.5; the material density was γ=5.03 g/cm3. Additions of SiC and Si3N4 to ZrB2 lead to some increase in fracture toughness (up to K1C(98 N)=9.2 MPa·m0.5).The developed ZrB2- and HfB2-based materials and composites can be used for aerospace applications, in cutting and refractory industries, etc.Объект исследования является влияние спекания под давлением (10 МПа–4,1 ГПа) на формирование структуры и свойства ZrB2, HfB2, а также композитов на их основе. Установлено, что консолидация под высоким давлением приводит к улучшению механических характеристик. В частности, твердость и вязкость разрушения материалов, спеченных под давлением 4,1 ГПа, выше, чем у материалов, полученных в условиях горячего прессования при 20–30 МПа и искроплазменного спекания при 50 МПа.Спеченный под высоким давлением HfB2 демонстрировал твердость HV(9,8 Н)=21,3±0,8 ГПа, HV(49 Н)=19,3±1,3 ГПа, HV(98 Н)=19,2±0,5 ГПа и вязкость разрушения K1C(49 Н)=7,2 MPa·м0,5 и K1C(98 N)=5,7 MPa·м0,5. HfB2, спеченный горячим прессованием при 1850 °C и 30 МПа, демонстрировал твердость: HV (9,8 Н)=19,0 ГПа, HV(49 Н)=18,7 ГПа и HV(98 Н)=18,1 ГПа, K1C(9,8 Н)=7,7 MPa·м0,5, K1C(49 Н)=6,6 MPa·м0,5 и K1C(98 Н)=5,3 MPa·m0,5. Спеченный под высоким давлением ZrB2 (a=0,3167 нм, c=0,3528 нм, γ=6,2 г/см3) демонстрировал HV(9,8 Н)=17,7±0,6 ГПа, HV(49 Н)=15,4±1,2 ГПа и HV(98 Н)=15,3±0,36 ГПа и K1C(9,8 Н)=4,3 MPa·м0,5, K1C(49 Н)=4,2 MPa·м0,5 и K1C(98 Н)=4,0 MPa·м0,5. Добавление 20 мас. % SiC к ZrB2 и спекание под высоким давлением (4,1 ГПа) позволило существенно повысить твердость до HV(9,8 Н)=24,2±0,7 ГПа, HV(49 Н)=16,7±0,5 ГПа и HV(98 Н)=17,6±0,4 ГПа и вязкость разрушения до K1C (49 Н)=7,1 MPa·м0,5, K1C(98 Н)=6,2 MPa·м0,5; плотность материала при этом была γ=5,03 г/см3. Добавление SiC и Si3N4 к ZrB2 приводило к некоторому увеличению вязкости разрушения (до K1C(98 Н)=9,2 MPa·м0,5).Разработанные на основе ZrB2 и HfB2 материалы и композиты могут быть использованы для аэрокосмических применений, в режущей и огнеупорной промышленности и т. д.Об'єктом дослідження є вплив спікання під тиском (10 МПа–4,1 ГПа) на формування структури та властивості ZrB2, HfB2, а також композитів на їх основі. Встановлено, що консолідація під високим тиском приводить до поліпшення механічних характеристик. Зокрема, твердість і в'язкість руйнування матеріалів, спечених під тиском 4,1 ГПа, вищі ніж у матеріалів, отриманих в умовах гарячого пресування при 20–30 МПа та іскроплазменного спікання при 50 МПа.Спечений HfB2 під високим тиском демонстрував твердість HV(9,8 Н)=21,3±0,8 ГПа, HV(49 Н)=19,3±1,3 ГПа та HV(98 Н)=19,2±0,5 ГПа та в'язкість руйнування K1C(49 Н)=7,2 MPa·м0,5 і K1C(98 Н)=5,7 MPa·м0,5. HfB2, спечений методом гарячого пресування при 1850 °C і 30 МПа, демонстрував твердість: HV(9,8 Н)=19,0 ГПа, HV(49 Н)=18,7 ГПа і HV(98 Н)=18,1 ГПа, K1C(9,8 Н)=7,7 MPa·м0,5, K1C(49 Н)=6,6 MPa·м0,5 і K1C(98 Н)=5,3 MPa·м0,5. Спечений ZrB2 під високим тиском (a=0,3167 нм, c=0,3528 нм, γ=6,2 г/см3) продемонстрував HV(9,8 Н)=17,7±0,6 ГПа, HV(49 Н)=15,4±1,2 ГПа та HV(98 Н)=15,3±0,36 ГПа і K1C(9,8 Н)=4,3 MPa·м0,5, K1C(49 Н)=4,2 MPa·м0,5 і K1C(98 Н)=4,0 MPa·м0,5. Додавання 20 мас. % SiC до ZrB2 та спікання під високим тиском (4,1 ГПа) дозволили суттєво збільшити твердість до HV(9,8 Н)=24,2±0,7 ГПа, HV(49 Н)=16,7±0,5 ГПа та HV(98 Н)=17,6±0,4 ГПа і в'язкість руйнування до K1C(49 Н)=7,1 MPa·м0,5, К1С(98 Н)=6,2 MPa·м0,5; щільність матеріалу становила γ=5,03 г/см3. Додавання SiC та Si3N4 до ZrB2 приводить до деякого збільшення в'язкості руйнування (до K1C(98 Н)=9,2 MPa·м0,5).Розроблені матеріали та композити на основі ZrB2 та HfB2 можуть бути використані в аерокосмічній галузі, в різальній та вогнетривкій промисловості тощо

Structure and Properties of MgB2: Effect of Ti-O and TiC Additions

IEEE The effects of the additions of powdered titanium carbide (TiC) and polyvalent titanium oxides (Ti-O) to MgB2 (synthesized under high pressure (2 GPa)-high temperature (800 and 1050 & #x00B0;C) conditions) on the critical current density, jc, critical magnetic fields, BC2 and Birr, and the related transformations in the materials structures are reported. The superconducting characteristics are compared with that of MgB2 with titanium (Ti) additions synthesized under the same conditions. The synthesis temperature, the ability of Ti-containing compounds to act as a getter, and the different diffusion rates of Mg and B into grains of these additions influence the distribution of the elements (boron, magnesium and impurity oxygen) in the structures of MgB2-based materials. This in turn affects the formation of pinning centers, the resulting flux pinning and eventually the superconducting properties (jc, BC2, Birr)

Вплив нагріву до високих температур на механічні характеристики тугоплавких матеріалів на основі боридів

The object of research is HfB2, ZrB2 and ceramics composition HfB2-30 % SiC and ZrB2-20 % SiC, ZrB2-20 % SiC-4 % Si3N4 obtained under high pressure, their mechanical characteristics before and after heating to high temperatures and temperatures of beginning of melting. The research was conducted in order to create new effective refractory materials for use in the aerospace industry. Therefore, the melting temperatures of sintered materials and the effect of heating on their mechanical properties were also studied. Additives (ZrB2-20 % SiC and HfB2-30 % SiC) although led to a decrease in specific gravity. But increased hardness (by 17 % and 46 % in the case of ZrB2 and HfB2, respectively) and fracture toughness (by 40 % and 21 % in the case of ZrB2 and HfB2, respectively). However, significantly reduced the onset of melting temperature in vacuum to 2150–2160 °C. Materials sintered from ZrB2 and HfB2 was not melted after heating to 2970 °C. After heating to a melting point of 2150–2160 °C (in the case of materials with additives) and to temperatures of 2970 °C (in the case of materials sintered with ZrB2 or HfB2), the hardness and fracture toughness decreased. Thus, the hardness of the material prepared from ZrB2 decreased by 19 % and its fracture toughness – by 18 %, and of that prepared from ZrB2–20 % SiC – by 46 % and 32 %, respectively. The hardness of the material prepared from HfB2 decreased by 46 %, its fracture toughness – by 55 %, and of that prepared from HfB2-30 % SiC, after heating decreased by 40 %, but its fracture toughness increased by 15 %. The sintered HfB2 (with a density of 10.4 g/cm3) before heating showed a hardness of HV(9.8 N)=21.27±0.84 GPa, HV(49 N)=19.29±1.34 and HV(98 N)=19.17±0.5, and fracture toughness K1C(9.8 N)=0.47 MH·m0.5, and ZrB2 with a density of 6.2 g/cm3 was characterized by HV(9.8 N)=17.66±0.60 GPa, HV(49 N)=15.25±1.22 GPa and HV(98 N)=15.32±0.36 GPa, K1C(9.8 N)=4.3 MH·m0.5. Material sintered with HfB2-30 % SiC (density 6.21 g/cm3) had Hv(9.8 N)=38.1±1.4 GPa, HV(49 N)=27.7±2.8 GPa, and K1C(9.8 N)=8.1 MH·m0.5, K1C(49 H)=6.8 MH·m0.5. The sintered with ZrB2-20 % SiC material had density of 5.04 g/cm3, HV(9.8 N)=24.2±1.9 GPa, HV(49 N)=16.7±2.8 GPa, K1C(49 H)=7.1 MH·m0.5. The SiC addition to the initial mixture significantly reduces the elasticity of the materials.Объектом исследования является HfB2, ZrB2 и керамический состав HfB2-30 % SiC и ZrB2-20 % SiC, ZrB2-20 % SiC-4 % Si3N4, полученные под высоким давлением, их механические характеристики до и после нагрева до высоких температур и температур начала плавления. Исследования проводились с целью создания новых эффективных тугоплавких материалов для использования в аэрокосмической промышленности. Поэтому также были исследованы температуры плавления спеченных материалов и влияние нагрева на их механические характеристики. Добавки (ZrB2-20 % SiC и HfB2-30 % SiC) хотя и приводили к уменьшению удельной плотности, но увеличивали твердость (на 17 % и 46 % в случае ZrB2 и HfB2, соответственно) и трещиностойкость (на 40 % и 21 % в случае ZrB2 и HfB2, соответственно). Однако они существенно снижали температуру начала плавления в вакууме до 2150–2160 °С. Материалы, спеченные только из ZrB2 и HfB2, не удалось расплавить и при нагреве до 2970 °С. После нагрева до начала температуры плавления 2150–2160 °С (в случае материалов с добавками) и до температур 2970 °С (в случае материалов, спеченных из ZrB2 или HfB2) твердость и трещиностойкость снижались. Так, твердость материала из ZrB2 уменьшалась на 19 %, трещиностойкость – на 18 %, а, изготовленного из ZrB2-20 % SiC – на 46 % и 32 %, соответственно. Твердость материала из HfB2 уменьшалась на 46 %, трещиностойкость – на 55 %, изготовленного из HfB2-30 % SiC, после нагрева уменьшалась на 40 %, однако трещиностойкость росла на 15 %. Спеченный HfB2 (с плотностью 10,4 г/см3) до нагрева демонстрировал твердость HV(9,8 Н)=21,27±0,84 ГПа, HV(49 Н)=19,29±1,34 и HV(98 Н)=19,17±0,5, и трещиностойкость K1C(9,8 Н)=6,47 MН·м0.5, а ZrB2 плотностью 6,2 г/см3 характеризовался HV(9,8 Н)=17,66±0,60 ГПа, HV(49 Н)=15,25±1,22 ГПа и HV(98 Н)=15,32±0,36 ГПа, K1C(9,8 Н)=4,3 MН·м0.5. Материал, спеченный из HfB2-30 % SiC (плотностью 6,21 г/см3), имел HV(9,8 Н)=38,1±1,4 ГПа, HV(49 Н)=27,7±2,8 ГПа, а K1C(9,8 Н)=8,1 MН·м0.5, K1C(49 Н)=6,8 MН·м0.5. Cпеченный из ZrB2-20 % SiC материал имел плотность 5,04 г/см3, HV(9,8 Н)=24,2±1,9 ГПа, HV(49 Н)=16,7±2,8 ГПа, K1C(49 Н)=7,1 MН·м0.5. Добавление SiC в исходную смесь значительно снижает эластичность материалов.Об'єктом дослідження є HfB2, ZrB2 та керамічний склад HfB2-30 % SiC та ZrB2-20 % SiC, ZrB2-20 % SiC-4 % Si3N4, отримані під високим тиском, їх механічні характеристики до та після нагріву до високих температур та температур початку плавлення. Дослідження направлене на створення нових ефективних тугоплавких матеріалів для використання в аерокосмічній промисловості. Тому також були досліджені температури плавлення спечених матеріалів і вплив нагріву на їх механічні характеристики. Добавки (ZrB2-20 % SiC та HfB2-30 % SiC) хоча і приводили до зменшення питомої густини, але збільшували твердість (на 17 % і 46 % у випадку ZrB2 та HfB2, відповідно) та тріщиностійкість (на 40 % і 21 % у випадку ZrB2 та HfB2, відповідно). Однак вони істотно знижували температуру початку плавлення у вакуумі до 2150–2160 °С. Матеріали, спечені тільки з ZrB2 та HfB2, не вдалося розплавити і при нагріві до 2970 °С. Після нагріву до початку температури плавлення 2150–2160 °С (у випадку матеріалів з добавками) і до температур 2970 °С (у випадку матеріалів, спечених з ZrB2 або HfB2) твердість і тріщиностійкість зменшувались. Так, твердість матеріалу з ZrB2 зменшувалась на 19 %, тріщиностійкість – на 18 %, а, виготовленого з ZrB2-20 % SiC, – на 46 % і 32 %, відповідно. Твердість матеріалу з HfB2 зменшувалась на 46 %, тріщиностійкість – на 55 %, а виготовленого з HfB2-30 % SiC після нагріву зменшувалась на 40 %, однак тріщиностійкість зростала на 15 %. Спечений HfB2 (з густиною 10,42 г/см3) до нагріву демонстрував твердість HV(9,8 Н)=21,27±0,84 ГПа, HV(49 Н)=19,29±1,34 і HV(98 Н)=19,17±0,5, і тріщиностійкість K1C(9,8 Н)=6,47 MН·м0.5, а ZrB2 густиною 6,2 г/см3 характеризувався HV(9,8 Н)=17,66±0,60 ГПа, HV(49 Н)=15,25±1,22 ГПа і HV(98 Н)=15,32±0,36 ГПа, K1C(9,8 Н)=4,3 MН·м0.5. Матеріал, спечений з HfB2-30 % SiC (густиною 6,21 г/см3), мав Hv(9,8 Н)=38,1±1,4 ГПа, HV(49 Н)=27,7±2,8 ГПа, а K1C(9,8 Н)=8,1 MН·м0.5, K1C(49 Н)=6,8 MН·м0.5. Спечений з ZrB2–20 % SiC матеріал мав густину 5,04 г/см3, HV(9,8 Н)=24,2±1,9 ГПа, HV(49 Н)=16,7±2,8 ГПа, K1C(49 Н)=7,1 MН·м0.5. Додавання SiC до вихідної суміші значно знижує еластичність матеріалі