Журнал прикладной химии. 2020. Т. 93. Вып. 5

ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ НОВЫХ МАТЕРИАЛОВ

УДК 546.261:28 + 677.523

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ МОДИФИЦИРУЮЩИХ ДОБАВОК БОРА

И УГЛЕРОДА НА ЖАРОСТОЙКОСТЬ КЕРАМИЧЕСКОГО МАТЕРИАЛА

НА ОСНОВЕ КАРБИДА КРЕМНИЯ

¹ Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов (ФГУП «ВИАМ»),

105005, г. Москва, ул. Радио, д. 17

² Российский химико-технологический институт им. Д. И. Менделеева

(РХТУ им. Д. И. Менделеева),

125047, г. Москва, Миусская пл., д. 9

E-mail: sergei-modin@yandex.ru

Поступила в Редакцию 13 августа 2019 г.

После доработки 25 сентября 2019 г.

Принята к публикации 14 декабря 2019 г.

Использование механохимической активации порошка на стадии смешивания компонентов и консоли-

дации с применением искрового плазменного спекания позволило получить материал на основе карбида

кремния, который имеет потери массы менее 0.04% при испытаниях на жаростойкость при 1500°С

в течение 100 ч. Получен керамический материал при температуре консолидации 1800°С, имеющий

твердость 32 ГПа и критический коэффициент интенсивности напряжений 6 МПа·м^1/2.

Ключевые слова: механохимическая активация; искровое плазменное спекание; карбид кремния; кон-

солидация; трещиностойкость; жаростойкость; твердый раствор

DOI: 10.31857/S0044461820050059

Высокотемпературная керамика на основе кар-

турбины, соплового аппарата и жаровой трубы каме-

бидов и боридов перспективна для применения в

ры сгорания приводит к существенному расходу воз-

летательных аппаратах нового поколения [1-4], так

духа, что заметно снижает полноту сжигания топлива

как требования к материалам, используемым в со-

непосредственно в камере сгорания газотурбинного

временных летательных аппаратах, постоянно растут.

двигателя и, следовательно, ухудшает тягу и коэффи-

Работоспособность применяемых в настоящее время

циент полезного действия двигателя.

жаропрочных никелевых сплавов ограничивается

В свою очередь керамические материалы и компо-

рабочей температурой в интервале 1100-1150°С, при

зиты на их основе не имеют альтернативы в условиях

этом легирование системы редкоземельными и доро-

длительного (от сотен до нескольких тысяч часов)

гостоящими элементами, такими как рений, рутений

воздействия температуры в окислительной среде вы-

и т. д., не способствует значительному повышению их

ше 1200°С, обладают отличными коррозионными и

рабочих температур, увеличивая при этом стоимость

эрозионными свойствами [6-9]. Несколькими зару-

деталей [5]. К тому же охлаждение лопаток ротора

бежными компаниями (General Electric, Snecma) про-

643

644

Модин С. Ю. и др.

водятся исследования по интеграции керамических

который позволяет осуществить «деформационное

композиционных материалов для изготовления на их

смешивание» компонентов смеси, т. е. перемеши-

основе роторных и сопловых лопаток газотурбинного

вание исходных компонентов на атомном уровне.

двигателя. Одним из таких керамических материалов

Смешивание происходит, когда диффузионные про-

является карбид кремния, успешно показавший себя

цессы заторможены, что позволяет стабилизировать

при испытаниях в условиях термодинамических на-

различные метастабильные фазы, возникающие при

грузок на специально разработанных стендах, ими-

механических воздействиях, которые проявляют себя

тирующих условия работы авиационных двигателей

в ходе последующей термообработки [16].

[10, 11].

Для консолидации порошковых смесей карбида

Наиболее перспективными материалами в каче-

кремния и бора интерес представляет использова-

стве деталей для летательных аппаратов нового по-

ние метода искрового плазменного спекания (ИПС-

коления являются системы на основе HfB₂ и ZrB₂,

метод) — высокоскоростной технологии формиро-

обладающие высокой жаростойкостью и жаропроч-

вания порошков, при которой энерговыделение идет

ностью при температурах выше 1600°С [12]. Однако

не только по всему объему порошковой заготовки в

высокая степень окисления при температурах вы-

макроскопическом масштабе, а также энергия рассе-

ше 1000°С заставляет легировать данные бориды

ивается в определенных участках в микроскопиче-

кремнийсодержащими соединениями для увеличения

ском масштабе, а именно в точках контакта частиц

окислительной стойкости материала. В интервале

порошка [17, 18].

температур 1400-1500°С, при которых работает су-

Основной целью данной работы являлось созда-

щественная часть теплонагруженных узлов и эле-

ние технологии получения высокоплотной керамики

ментов летательных аппаратов, таких как, например,

на основе карбида кремния без применения добавок,

статорные части турбины высокого давления, акту-

образующих жидкую фазу при обжиге, определение

альным является карбид кремния. Уникальное соче-

механизма действия добавок бора и углерода и опти-

тание физико-механических характеристик карбида

мального количества данных добавок.

кремния [13, 14] позволяет создавать на его основе

керамические материалы с высокими значениями

Экспериментальная часть

жаростойкости, износостойкости, теплопроводно-

сти, высокотемпературной прочности, радиационной

В качестве исходных компонентов использова-

стойкости и др.

ли промышленный порошок α-SiC марки F-1000

Одним из способов получения высокоплотных ма-

(Волжский абразивный завод), характеристики ко-

териалов на основе карбида кремния является легиро-

торого представлены в табл. 1, 2, измельченный до

вание его бором, углеродом или их комбинацией [15].

субмикрометрового размера [50% порошка имеет

Введение бора в карбид кремния может приводить

диаметр (d₅₀) не более 0.22 мкм], бор аморфный

к уплотнению за счет образования твердых раство-

(МРТУ 6-02-292-64), диборид циркония производства

ров бора в карбиде кремния, которые, сегрегируясь

«Плазмотерм». Измельчение и последующую механи-

на поверхности частиц, понижают поверхностную

ческую активацию проводили на планетарной мель-

энергию и энергию активации процесса атомной диф-

нице (PM-400, Retsch, Германия) в барабанах (объем

фузии.

250 мл) с мелющими телами из карбида вольфрама

Для введения добавки бора в карбид кремния ин-

(WC) (d = 10 мм), время измельчения составляло

терес представляет метод механической активации,

3 ч. Анализ дисперсности материалов проводили на

Таблица 1

Состав исходного промышленного порошка карбида кремния Волжского абразивного завода марки F-1000

Химический состав

РФА — количественный состав

cоединение

cодержание, мас%

cоединение

cодержание, мас%

SiC

≥99.649

6H-SiC

≥89.92

Fe₂O₃

≤0.176

15R-SiC

≤7.57

TiO₂

≤0.070

C_своб

≤0.77

Al₂O₃ и др.

≤0.105

Si_своб

≤0.73

Исследование влияния модифицирующих добавок бора и углерода на жаростойкость...

645

Таблица 2

Гранулометрический состав исходного и измельченного порошка карбида кремния

Карбид кремния

d_ср, мкм

d₁₀, мкм

d₅₀, мкм

d₉₀, мкм

Исходный

3.70

0.26

3.60

6.52

После измельчения

0.23

0.14

0.22

0.35

лазерном анализаторе частиц Анализетте 22 Micro

Виккерса коэффициент трещиностойкости (K_1с) ма-

Teс/XT фирмы Fritsch. Концентрация вводимого бора

териала определяется по формуле

составила 3, 6, 8, 10 и 15 мас%. В качестве материала

сравнения использовали смеси карбида кремния с

(1)

содержанием диборида циркония 45, 50 и 55 мас%.

Механическую активацию проводили на планетар-

ной мельнице PM-400 в барабанах (объем 250 мл) с

где Φ — постоянная величина (Φ ≈ 3); H_ν — микро-

мелющими телами из WC (d = 10 мм), соотношение

твердость (твердость по Виккерсу) (ГПа); E — мо-

материала и мелющих тел составило 1:10. Затем сме-

дуль упругости (ГПа); l — средняя длина радиальных

си дважды просеивали через сито 002.

трещин, возникающих около отпечатка индентора

Анализ химического состава выполняли на энер-

(пирамиды Виккерса) и измеренных от угла отпечатка

годисперсионном рентгенофлуоресцентном спек-

(мкм); a — длина полудиагонали отпечатка пирамиды

трометре по методике HCAM 439-PC (Shimadzu

Виккерса (мкм).

EDX-8000, Япония). Для установления фазового со-

Модуль упругости рассчитывали, исходя из объем-

става использовали рентгеновский дифрактометр

ного содержания исходных компонентов.

D2 Phaser (Bruker, Германия). Полученные порош-

Испытания экспериментальных образцов керами-

ки после механической активации исследовали ме-

ческого композиционного материала на жаростой-

тодом инфракрасной спектроскопии (ИК-Фурье-

кость проводили в атмосфере «спокойного воздуха»

спектрометр, Thermo Fisher Scientific Inc., США).

при температуре Т = 1500°С в камерной высокотем-

Для консолидации порошковых смесей на основе

пературной печи Nabertherm НТ 16/18.

карбида кремния использовали установку гибридного

Размер зерен и другие параметры структуры опре-

искрового плазменного спекания FCT. Полученные

деляли при помощи растрового электронного микро-

после механической активации порошки помещали

скопа JSM-6490LV (Jeol, Япония).

в графитовую пресс-форму. Для исключения кон-

такта порошка с пресс-формой и безопасного извле-

Обсуждение результатов

чения готовых образцов внутреннюю поверхность

обклеивали графитовой фольгой. После установки

Для исследования влияния различных модифи-

пресс-формы в рабочую камеру установки для SPS-

цирующих добавок на процесс спекания и свойства

спекания происходила подпрессовка при давлении

керамики на основе карбида кремния было выбрано

15 кН и заполнение камеры аргоном до давления газа

пять составов системы SiC-B и три состава системы

20 мбар. Спекание образцов проводили в интервале

SiC-ZrB₂. Смеси получали в планетарной мельнице

температур консолидации 300-1750°С. Время вы-

PM400, после чего консолидировали при вышеука-

держки при максимальной температуре составляло

занных условиях в установке для искрового плаз-

25 мин. Смеси на основе системы SiC-ZrB₂ консо-

менного спекания. После процессов смешивания и

лидировали в интервале температур 1700-1850°С с

обжига определяли плотность образцов (табл. 3).

временем выдержки 20 мин.

Введение добавки бора в карбид кремния приво-

Плотность консолидированных образцов опре-

дит к интенсификации спекания за счет образования

деляли методом гидростатического взвешивания на

твердых растворов бора в карбиде кремния и увели-

электронных весах GR-200 (AND, Япония). Твердость

чения диффузии (как объемной, так и поверхностной)

по Виккерсу образцов измеряли на микротвердомере

в материале. Консолидация в искровой плазме образ-

HV-1000 (TIME Group, Китай) при нагрузке, рав-

цов с 3% добавки бора не позволяет получить мате-

ной 1 кг. Критический коэффициент интенсивности

риал с плотностью выше 92% (табл. 3). Увеличение

напряжений (трещиностойкость) определяли мето-

добавки бора до 6 мас% приводит к незначительному

дом Ниихара [19]. При индентировании пирамидой

увеличению плотности (2.92 г·см^-3). Это может быть

646

Модин С. Ю. и др.

связано с тем, что образующегося твердого раствора

твердофазного спекания. Дальнейшее увеличение до-

недостаточно для интенсификации процесса спекания

бавки бора приводит к снижению скорости увеличе-

при данных условиях проведения процесса. Заметное

ния плотности, что связано с захватом пор при интен-

увеличение значений плотности происходит, когда

сивном росте кристаллов. Происходит образование

посредством механохимической активации в карбид

закрытых внутрикристаллических пор в спекаемом

кремния вводится 8 мас% бора. В этом случае уда-

материале, дальнейшее удаление которых затрудне-

ется достигнуть плотности 3.04 г·см^-3. Такой ска-

но вследствие низкого коэффициента самодиффузии

чок значения плотности можно объяснить тем, что

материала (рис. 1).

на поверхности зерен карбида кремния и в объеме

В случае консолидации системы SiC-ZrB₂ макси-

материала образуется фаза твердого раствора, необ-

мальное значение плотности было достигнуто при

ходимая для протекания основных стадий процесса

концентрации ZrB₂ 50 мас% (99.15% от теоретиче-

Рис. 1. Микроструктура экспериментальных образцов с различным содержанием бора после искрового плазменного

спекания: 3 (а), 6 (б), 8 (в), 10 (г), 15 мас% (д); ж — образец S50Z.

Исследование влияния модифицирующих добавок бора и углерода на жаростойкость...

647

Таблица 3

Плотность полученных экспериментальных образцов

на основе карбида кремния

Образец

Состав, мас%

ρ, г·см^-3

ρ_отн, %

S3B

97SiC-3B

2.91

91.78

S6B

94SiC-6B

2.92

92.99

S8B

92SiC-8B

3.04

97.47

S10B

90SiC-10B

3.02

97.51

S15B

85SiC-15B

2.97

97.60

S45Z

55SiC-45ZrB₂

3.78

92.20

S50Z

50SiC-50ZrB₂

4.21

99.15

S55Z

45SiC-55ZrB₂

4.33

98.60

Рис. 2. Влияние количества добавки бора на жаростой-

кость карбида кремния при 1500°С в течение 100 ч.

ской) благодаря образованию прочноспеченного кар-

структуры материала. Образец имеет непрерывную

каса композиционного материала с внутрикристалли-

карбидокремниевую матрицу, дисперсно-упрочнен-

ческой пористостью.

ную частицами ZrB₂.

Экспериментальные образцы системы SiC-B ха-

После определения плотности проводилось ис-

рактеризуются зернистой структурой, по всему объ-

пытание на жаростойкость образцов (табл. 2) при

ему распределены включения в виде пор. Увеличение

температуре 1500°С в течение 100 ч (табл. 4).

концентрации бора приводит к удалению пор в ма-

Образцы состава карбид кремния-бор превосходят

териале, особенно это становится заметным при

по жаростойкости образцы на основе системы SiC-

добавлении 8 мас% добавки (рис. 1). Увеличение

ZrB₂ (табл. 3). Больший прирост массы образцов с

содержания бора до 15 мас% приводит к тому, что в

диборидом циркония связан с образованием вязких

системе остается непрореагировавший бор (черные

боросиликатных стекол сложного переменного соста-

включения на рис. 1, д), который затрудняет спекание

ва, которые играют роль защитного слоя.

материала до высокой плотности.

Введение бора в карбид кремния оказывает по-

Микроструктура образца S50Z (рис. 1, ж) мелко-

ложительную роль при испытаниях на жаростой-

зернистая со средним диаметром частиц 2-5 мкм (со-

кость (рис. 2). Увеличение содержания добавки с

поставимо с размером частиц исходных порошков),

3 до 8 мас% приводит к снижению жаростойкости

что свидетельствует о подавлении роста частиц при

более чем в 12 раз. Это связано, по всей видимости,

спекании в случае композиционной (гетерофазной)

с равномерным распределением добавки по объему

матрицы. Бор, сегрегируясь на поверхности карбида

кремния, образует плотный кристаллический слой и

Таблица 4

препятствует проникновению кислорода к внутри-

Жаростойкость экспериментальных образцов после

кристаллическим порам. Повышение концентрации

консолидации методом искрового плазменного

бора свыше 8 мас% ухудшает жаростойкость керами-

спекания

ческого материала по причине появления остаточного

непрореагировавшего бора, который, в свою очередь,

Жаростойкость (изменение массы), %

Образец

(100 ч при 1500°С)

легко окисляется и образует на поверхности частиц

оксид бора. Таким образом, концентрация бора, рав-

S3B

0.49

ная 8 мас%, является необходимой и достаточной

S6B

0.06

для достижения минимального прироста массы в

S8B

0.04

процессе испытаний на жаростойкость.

S10B

0.23

Для определения роли углерода в консолидации и

S15B

0.16

изменении свойств керамики на основе карбида крем-

ния были подготовлены два дополнительных экспе-

S45Z

2.09

риментальных образца с содержанием углерода 0.5 и

S50Z

2.15

1 мас%. Концентрация бора составила 8 мас%. После

S55Z

2.20

консолидации при температуре от 300 до 1750°С с

648

Модин С. Ю. и др.

выдержкой 25 мин и измерения плотности образ-

В данной работе проводилось исследование влия-

цы также были исследованы на жаростойкость при

ния количества углерода и полноты спекания системы

1500°С в течение 100 ч (табл. 5).

карбид кремния-бор на такие физико-механические

Проведенные испытания на жаростойкость об-

характеристики, как твердость и трещиностойкость

разцов с дополнительно введенным углеродом

(табл. 6).

(табл. 5) позволяют сделать вывод о том, что введение

Введение углерода в систему карбид кремния-бор

углерода в количестве 1 мас% приводит к наличию

в количестве 0.5 мас% приводит к образованию твер-

свободного непрореагировавшего углерода в системе.

дых растворов бора в карбиде кремния, а также в си-

Это способствует усиленному выделению газообраз-

стеме дополнительно образуются твердые растворы

ных продуктов взаимодействия углерода с оксидами

бора и углерода переменного состава.

кремния и бора, которые образуются при повышении

Максимальное значение плотности, равное

температуры в окислительной атмосфере. При введе-

3.11 г·см^-3 (98.04% от теоретической), достигнуто

нии углерода в количестве 0.5 мас% в систему кар-

при введении 8 мас% бора и 0.5 мас% углерода и не

бид кремния-бор происходит образование твердых

изменяется при дальнейшем изменении количества

растворов бора в карбиде кремния и карбидов бора

добавок, свидетельствуя об образовании плотноспе-

переменного состава, при этом образцы спекаются

ченного каркаса. При переходе к высокоплотному

до высокой плотности (98.04%). При окислении на

состоянию материала возрастают значения твердости

поверхности образуются защитные пленки оксида

вследствие увеличения объемной доли перемычек

кремния и боросиликатного стекла сложного стехи-

между порами и происходит увеличение твердости

ометрического состава, которые препятствуют даль-

материала, достигая значения 32.92 ГПа. Это объяс-

нейшему окислению материала.

няется ростом кристаллов карбида кремния и умень-

Ранее было показано (табл. 4), что добавление

шением концентраторов напряжений на границах

углерода в минимальном количестве (0.5 мас%) ока-

зерен в виде микропор. Уменьшение концентрато-

зывает положительное влияние на изменение мас-

ров напряжений и сегрегация твердых растворов на

сы при испытаниях на жаростойкость (0.04% после

границах зерен облегчает рекристаллизацию на за-

100 ч). Однако избыток введенного углерода приво-

ключительной стадии спекания. О росте кристаллов

дит к увеличению образования газообразных продук-

может свидетельствовать уменьшение значений кри-

тов взаимодействия его с оксидами бора и кремния,

тического коэффициента интенсивности напряжений

что негативно влияет на плотность материала, а сле-

при введении углерода на примере образцов S8B и

довательно, и на физико-механические характеристи-

S8B05C. Значения K_1с при введении углерода умень-

ки керамического образца.

шаются вследствие изменения механизма разрушения

Таблица 5

Влияние углерода на плотность и жаростойкость экспериментальных образцов из карбида кремния с 8 мас%

бора и различным количеством углерода

Жаростойкость (изменение массы), %

Образец

Состав, мас%

ρ, г·см^-3

ρ_отн, %

(100 ч при 1500 °С)

S8B

92SiC-8B

3.04

97.47

0.04

S8B05C

91.5SiC-8B-0.5C

3.05

98.04

-0.01

S8B1C

91SiC-8B-1C

3.04

97.94

-0.07

Таблица 6

Основные физико-механические характеристики экспериментальных образцов керамического материала

Образец

Твердость H_v, ГПа

Критический коэффициент интенсивности напряжений K_1с, МПа∙м^1/2

S8B

29.38

6.05

S8B05C

32.92

5.87

S8B1C

24.51

5.02

S50Z

20.50

4.55

Исследование влияния модифицирующих добавок бора и углерода на жаростойкость...

649

материала с преимущественно интеркристаллитного,

Информация об авторах

т. е. когда энергия трещины расходуется на прохожде-

Модин Сергей Юрьевич,

ние по границам зерен, на которых концентрируются

ORCID: https://orcid.org/0000-0001-5047-4931

напряжения, на транскристаллитный тип, при кото-

Попова Нелля Александровна,

ром трещина проходит сквозь зерна карбида кремния.

ORCID: https://orcid.org/0000-0001-6128-1473

При таком механизме путь распространения трещины

Чайникова Анна Сергеевна, к.т.н.,

сокращается, и материал разрушается при меньших

ORCID: https://orcid.org/0000-0001-7081-1974

воздействиях.

Лемешев Дмитрий Олегович, к.т.н., доцент,

ORCID: https://orcid.org/0000-0001-5645-1909

Выводы

Лебедева Юлия Евгеньевна, к.т.н.,

ORCID: https://orcid.org/000-0003-2375-2777

Введение бора в карбид кремния в количестве

8 мас% является необходимым для уменьшения при-

роста массы в процессе испытаний на жаростойкость

Список литературы

и достаточным для образования твердых растворов,

способствующих спеканию с помощью метода ис-

[1] Каблов Е. Н., Жестков Б. Е., Гращенков Д. В.,

Сорокин О. Ю., Лебедева Ю. Е., Ваганова М. Л.

крового плазменного спекания. Повышение кон-

Исследование окислительной стойкости высокотем-

центрации бора свыше 8 мас% ухудшает значения

пературного покрытия на SiC-материале под воздей-

жаростойкости по причине появления остаточного

ствием высокоэнтальпийного потока // Теплофизика

непрореагировавшего бора, который в свою очередь

высоких температур. 2017. Т. 55. № 6. С. 704-711.

легко окисляется с образованием оксида бора, при-

https://doi.org/10.7868/S0040364417060059

водя к большему приросту массы образца за счет

[2] Каблов Е. Н. Материалы нового поколения // Защита

образования боросиликатного стекла.

и безопасность. 2014. № 4. С. 28-29.

Введение углерода в количестве более 0.5 мас%

[3] Сорокин О. Ю., Гращенков Д. В., Солнцев С. Ст.,

приводит к образованию газообразных продуктов

Евдокимов С. А. Керамические композиционные

реакции взаимодействия компонентов матрицы, что

материалы с высокой окислительной стойкостью для

негативно влияет на плотность, жаростойкость, твер-

перспективных летательных аппаратов (обзор) // Тр.

дость и трещиностойкость.

ВИАМ: Электрон. науч.-техн. журн. 2014. № 6. Ст. 08.

https://doi.org/10.18577/2307-6046-2014-0-6-8-8

Введение 0.5 мас% углерода совместно с 8 мас%

[4] Сорокин О. Ю., Солнцев С. Ст., Евдокимов С. А.

бора влечет за собой образование твердых растворов

Метод гибридного искрового плазменного спека-

бора в карбиде кремния и бора и углерода перемен-

ния: принцип, возможности, перспективы примене-

ного состава, при этом спекание системы происходит

ния // Авиац. материалы и технологии. 2014. № S6.

до высокой плотности, что в совокупности с образую-

С. 11-16.

щимися соединениями с прочной ковалентной связью

https://doi.org/10.18577/2071-9140-2014-0-s6-11-16

способствует повышению твердости при сохранении

[5] Лебедева Ю. Е., Прокопченко Г. М., Модин С. Ю.,

высоких значений трещиностойкости по сравнению

Беляченков И. О., Гращенков Д. В. Влияние мо-

с системами карбид кремния-бор и карбид кремния-

дифицирующих добавок на процесс спекания и

диборид циркония.

свойства керамического композиционного матери-

Система карбид кремния-бор-углерод оказалась

ала SiC/SiC_w // ЖПХ. 2018. Т. 91. № 5. С. 671-678

более жаростойкой при испытаниях на жаростой-

[Lebedeva Y. E., Prokopchenko G. M., Modin S. Y.,

Belyachenkov I. O., Grashchenkov D. V. Effect of

кость при температуре 1500°С в течение 100 ч за

modifying additives on the sintering and properties

счет отсутствия сильно реагирующего с кислоро-

of SiC/SiC_w ceramic composite material // Russ. J.

дом диборида циркония. Кроме того, SiC с добавкой

Appl. Chem. 2018. V. 91. N 5. P. 785-792. https://

8 мас% бора и 0.5 мас% углерода обладает повышен-

doi.org/10.1134/S1070427218050099]

ными физико-механическими свойствами, в частно-

[6] Каблов Е. Н. Инновационные разработки ФГУП

сти твердостью, по сравнению с образцами системы

«ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «стратегических

SiC-ZrB₂.

направлений развития материалов и технологий

их переработки на период до 2030 года» // Авиац.

материалы и технологии. 2015. № 1. С. 3-33. https://

Конфликт интересов

doi.org/10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33

Авторы заявляют об отсутствии конфликта инте-

[7] Чайникова А. С., Орлова Л. А., Попович Н. В.

ресов, требующего раскрытия в данной статье.

Функциональные композиты на основе стекло/

650

Модин С. Ю. и др.

стеклокристаллических матриц и дискретных на-

ские композиционные материалы // Рос. хим. журн.

полнителей: свойства и области применения (об-

2010. Т. LIV. № 1. С. 20-24.

зор) // Авиац. материалы и технологии. 2014. № S6.

[14]

Kablov E. N., Zhestkov B. E., Grashchenkov D. V.,

С. 52-58.

Sorokin O. Yu., Lebedeva Yu. E., Vaganova M. L.

https://doi.org/10.18577/2071-9140-2014-0-s6-52-58

Investigation of the oxidative resistance of high-

[8] Чайникова А. С., Орлова Л. А., Попович Н. В.

temperature coating based on a SiC material under

Дисперсноупрочненные композиты на основе

exposure to high-enthalpy flow // High Temperature.

стекло/стеклокристаллических матриц: свойства

2017. V. 55. N 6. P. 857-863.

и области применения (обзор) // Авиац. материалы

https://doi.org/10.1134/S0018151X17060086

и технологии. 2014. № 3. С. 45-54.

[15]

Malinge A., Coupe A., Le Petitcorps Y., Pailler R.

https://doi.org/10.18577/2071-9140-2014-0-s6-52-58

Pressureless sintering of beta silicon carbide

[9] Сорокин О. Ю., Гращенков Д. В., Солнцев С. Ст.

nanoparticles // J. Eur. Ceram. Soc. 2012. V. 32.

Керамические композиционные материалы с вы-

P. 4393-4400.

сокой окислительной стойкостью для перспектив-

https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2012.06.008

ных летательных аппаратов (обзор) // Тр. ВИАМ:

[16]

Аввакумов Е. Г., Гусев А. А. Механические методы

Электрон. науч.-техн. журн. 2014. № 6. Ст. 08.

активации в переработке природного и техногенно-

https://doi.org/10.18577/2307-6046-2014-0-6-8-8

го сырья. Новосибирск: Акад. изд-во «Гео», 2009.

[10] Krenkel W., Berndt F. C/C-SiC composites for space

С. 40-65.

applications and advanced friction systems // Mater.

[17]

Barick P., Chakravarty D., Saha B. P. Effect

Sci. Eng. A. 2005. V. 412. N 1-2. Р. 177-181.

of pressure and temperature on densification,

[11] Van Roode M., Price J., Miriyala N., Leroux D.

microstructure and mechanical properties of spark

Ceramic matrix composite combustor liners:

plasma sintered silicon carbide processed with

A summary of field evaluations // J. Eng. Gas Turbines

β-silicon carbide nanopowder and sintering additives //

and Power. 2007. V. 129. N 1. P. 21-30.

Ceram. Int. 2016. V. 42. P. 3836-3848.

https://doi.org/10.1115/GT2005-68229

https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.11.048

[12] Gasch M., Ellerby D., Beckman S. Processing,

[18]

Торресильяс Сан Миллан Р., Солис Пинарготе Н. В.,

properties and arc jet oxidation of hafnium diboride/

Окунькова А. А., Перетягин П. Ю. Основы процес-

silicon carbide ultrahigh temperature ceramics //

са искрового плазменного спекания нанопорошков.

J. Mater. Sci. 2004. V. 39. Р. 5925-5937. https://

М.: Техносфера, 2014. С. 5-25.

doi.org/10.1023/B:JMSC.0000041689.90456.af

[19]

Niihara K. A. Fracture mechanics analysis of

[13] Каблов Е. Н., Гращенков Д. В., Исаева Н. В.

indentation-induced Palmqvist crack in ceramics //

Перспективные высокотемпературные керамиче-

J. Mater. Sci. Lett. 1983. V. 2. P. 221-223. https://

doi.org/10.1007/BF00725625