1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Неорганические материалы
  4. T. 57, № 6, 2021

Неорганические материалы, 2021, T. 57, № 6, стр. 608-614

Синтез эвтектических структур на основе LaB6 и NbB2 карбоборотермическим восстановлением смеси гидроксидов

И. В. Шаталкина 1, С. В. Вихман 1, Д. Д. Несмелов 1, *, Е. С. Новоселов 1, С. С. Орданьян 1

1 Санкт-Петербургский государственный технологический институт (технический университет)
190013 Санкт-Петербург, Московский пр., 26, Россия

* E-mail: ceramic-department@yandex.ru

Поступила в редакцию 06.03.2020
После доработки 25.12.2020
Принята к публикации 29.12.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Проведен синтез порошка эвтектического состава в системе LaB6–NbB2 карбоборотермическим восстановлением смеси La(OH)3 и NbO0.5–2(OH)4–1 в вакууме при температуре изотермической выдержки 1650°С. Смесь гидроксидов получали обратным осаждением в суспензии аморфных бора и углерода из водных растворов нитрата лантана, фторида и оксифторида ниобия. Исследовано влияние соотношения бора и углерода на фазовый и элементный составы смеси боридов. Средний диаметр частиц синтезированных боридов составил 200–250 нм. Порошки спекали при 1700°C до относительной плотности 87% и переплавляли в электрической дуге. Полученные эвтектические структуры стержневого типа характеризовались диаметром стержней NbB2 около 600 нм. С использованием методов РЭМ, МРСА и РФА исследована структура закристаллизованных образцов и уточнена эвтектическая концентрация компонентов (58 мол. % LaB6).

Ключевые слова: совместное осаждение, порошок, дисперсность, карбоборотермическое восстановление, эвтектика, гексаборид лантана, диборид ниобия

ВВЕДЕНИЕ

Гексаборид лантана как основа передовых функциональных материалов является одним из наиболее востребованных среди тугоплавких соединений. Монокристаллические и спеченные катоды из LaB6 благодаря низкой работе выхода электронов и высокой плотности эмиссионного тока широко применяются в термоэмиссионной технике от катодов-компенсаторов стационарных плазменных двигателей до микрокатодов растровых электронных микроскопов [1–8]. Благодаря проявлению локализованного поверхностного плазмонного резонанса наноразмерные гексабориды РЗМ обладают выраженным эффектом смещения максимума поглощения в ближнюю ИК-область спектра [9–13]. Однако постоянное повышение уровня требований к функциональным материалам вынуждает усложнять их химический и фазовый составы. Эвтектические композиты в квазибинарных системах LnB6–MB2 (Ln – лантаноиды, M – переходные металлы IV–VI групп) обладают высоким уровнем термоэмиссионных [1–8] и физико-механических свойств [6, 14–19].

Квазибинарные системы LnB6–MB2 [20–27] и близкие к ним системы LnB6–M2B5 [28, 29] описываются диаграммами состояния эвтектического типа с небольшими (до 2–3%) областями существования твердых растворов (рис. 1). Снижение температуры появления жидкой фазы по отношению к температуре плавления диборида достигает ~800°С в системах LaB6–HfB2 и LaB6–ZrB2, а в системе LaB6–NbB2 составляет 570°C. Столь существенное снижение температуры появления жидкой фазы позволяет не только активировать уплотнение при горячем прессовании [19, 30, 31] или электроимпульсном спекании (SPS) [32–35], но и реализовывать метод свободного спекания без приложения внешнего давления [36, 37], а также получать направленно закристаллизованные эвтектики [1–3, 14–18, 38–42].

Рис. 1.

Диаграмма состояния системы LaB6–NbB2, построенная по данным [20].

Однако для получения высокоплотных керамических материалов со структурой “модели эвтектики” на основе систем LnB6–MB2 с равномерным распределением частиц фаз диборида и гексаборида необходимо использовать нано- и субмикрокристаллические порошковые смеси с высокой степенью гомогенизации в объеме [43]. Попытки обеспечить необходимую степень гомогенизации традиционными для керамической технологии (порошковой металлургии) способами механического перемешивания высокотвердых компонентов приводят к неизбежному возникновению локальных отклонений от заданной концентрации. В результате этого формируются агломераты, состоящие из частиц одной фазы. Наличие последних может служить причиной нежелательного роста крупных зерен в структуре композиционного материала за счет вторичной рекристаллизации в процессе спекания.

Следовательно, необходимо искать альтернативные способы гомогенизации многокомпонентных смесей. Один из перспективных способов – совместное осаждение катионов La3+ и M4+ из водных растворов в виде гидроксидов, карбонатов или иных нерастворимых форм с последующим восстановлением до соответствующих боридов бором или смесью бора с углеродом. Этот способ обеспечивает гомогенизацию смеси гидроксидов в осадке за счет равномерного распределения катионов La3+ и M4+ в водном растворе, а также, при условии верного подбора условий осаждения, позволяет получать наноразмерные порошки оксидов [44–46]. Однако и в этом случае перемешивание полученного осадка с бором осуществляется механически, что может негативно влиять на распределение компонентов в объеме.

Целью работы было экспериментальное получение высокодисперсной смеси боридов лантана и ниобия, высокая степень гомогенизации которой позволит с помощью электродуговой плавки получить закристаллизованные сплавы LaB6–NbB2 с равномерным взаимным распределением фаз в структуре эвтектики. Для этого предложена схема совместного осаждения гидроксидов лантана и ниобия непосредственно на высокодисперсные частицы элементарного бора и углерода в водной суспензии. Этот способ полностью исключает необходимость механического смешения продуктов осаждения с бором и углеродом. Представляет интерес также исследование влияния условий получения осадка в суспензии бора и температуры термообработки реакционной смеси на полноту синтеза LaB6 и NbB2, чистоту и дисперсность синтезируемого продукта.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В работе использовали порошки Nb2O5 (99.9 мас. %) и La(NO3)3 ⋅ 6H2O квалификации “х. ч.” с содержанием кристаллогидрата 99.0 мас. %. В качестве источников бора и углерода использовали аморфный бор марки Б-99В (99% B) и углерод технический марки П-803. Осадителем служил водный 25%-ный раствор аммиака.

Схема получения порошковой смеси в системе LaB6–NbB2, соответствующей составу эвтектики (57 мол. % LaB6), показана на рис. 2.

Рис. 2.

Схема получения смеси LaB6 + ZrB2.

На первой стадии готовили 10%-ный раствор соли лантана в воде и растворяли оксид ниобия Nb2O5 в 45%-ном растворе плавиковой кислоты при температуре 50–60°С, в результате чего получали раствор фторида и оксифторида ниобия по реакции

(1)
$\begin{gathered} {\text{N}}{{{\text{b}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{5}} + 12{\text{HF}} \to \\ \to \,\,{{{\text{H}}}_{2}}[{\text{Nb}}{{{\text{F}}}_{7}}] + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{[NbO}}{{{\text{F}}}_{5}}] + 4{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}. \\ \end{gathered} $

Нитрат лантана растворяли в дистиллированной воде, поддерживая рН 3 добавлением азотной кислоты. Обратное осаждение проводили следующим образом: водные растворы солей охлаждали и смешивали в пластиковой таре, после чего постепенно приливали полученный раствор к суспензии углерода и бора в водном растворе аммиака. При этом рН получаемой суспензии поддерживали равным 9–10.

После осаждения раствор отстаивали 72 ч, затем промывали на вакуумном фильтре дистиллированной водой с целью удаления азот- и фторсодержащих соединений и высушивали при температуре 110°С. Для контроля полноты осаждения гидроксидов лантана и ниобия в отфильтрованный маточный раствор добавляли азотную кислоту до значения pH 4, а затем проводили нейтрализацию водным раствором аммиака до pH 10, что не приводило к помутнению раствора. Выпаривание с последующей прокалкой показало практическое отсутствие в растворе продуктов гидролиза соединений лантана и ниобия.

Далее из полученного порошка полусухим одноосным прессованием в цилиндрической пресс-форме получали заготовки для синтеза. Давление прессования подбирали исходя из необходимого значения относительной плотности прессовок: ρотн = 40–50%. Это связано с тем, что при значениях ρотн < 40% слишком малая площадь соприкосновения частиц в брикете может ограничивать скорость твердофазной реакции при синтезе, тогда как при ρотн > 50% недостаточная газопроницаемость поровой системы брикета также может ограничивать скорость прямой реакции за счет трудности удаления газообразного CO.

Для оценки влияния соотношения количества углерода и бора в суспензии с количеством гидроксидов на чистоту конечного продукта были проведены четыре серии эксперимента (табл. 1).

Таблица 1.  

Соотношение исходных компонентов в четырех сериях эксперимента

Компонент Кол-во относительно расчетного по уравнению (2), мас. %
1 2 3 4
C 100 70 70 85
B 100 140 130 115
C + B 100 105 100 100

Высокотемпературный синтез смеси боридов проводили карбоборотермическим восстановлением оксидов по условной реакции

(2)
$\begin{gathered} {\text{La(OH}}{{{\text{)}}}_{3}} + {\text{Nb}}{{{\text{O}}}_{{0.5 - 2}}}{{({\text{OH}})}_{{4 - 1}}} + {\text{B}} + {\text{С}} \to \\ \to \,\,{\text{La}}{{{\text{B}}}_{6}} + {\text{Nb}}{{{\text{B}}}_{2}} + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}{\kern 1pt} \uparrow + \,{\text{СO}}{\kern 1pt} \uparrow . \\ \end{gathered} $

Термообработку смеси гидроксидов и бора проводили в вакуумной печи сопротивления СШВЛ 1.2.5/25 с изотермической выдержкой в течение 1.5 ч при давлении остаточных газов не более 10–2 Па при t = 1650°С.

Полученные порошки боридов компактировали полусухим прессованием аналогично заготовкам для синтеза и затем спекали в вакуумной печи с изотермической выдержкой в течение 1 ч при давлении остаточных газов не более 10–2 Па при t = 1700°С. Полученные спеченные образцы подвергали плавлению в электрической дуге в защитной среде аргона. Быструю кристаллизацию с фиксированием структуры эвтектики обеспечивали интенсивной продувкой образца аргоном. Закристаллизованные объекты полировали для последующего анализа структуры и состава.

Рентгенофазовый анализ полученных в результате синтеза порошков проводили на многофункциональном порошковом дифрактометре Rigaku SmartLab 3 в диапазоне углов 2θ 20°–80° (CuKα-излучение, Ni-фильтр, шаг 0.01°). Анализ дисперсности и морфологии порошков проводили с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) Tescan Vega 3SBH; микрорентгеноспектральный анализ химического состава осуществляли с помощью рентгеновского энергодисперсионного микроанализатора Aztec X-Act (Oxford Instruments).

Объемную концентрацию компонентов в эвтектике определяли с помощью статистической обработки СЭМ-снимков эвтектических областей закристаллизованных образцов. Площадь фазовых составляющих измеряли с помощью программного комплекса анализа изображений Thixomet Lite.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В результате всех четырех серий эксперимента были получены высокодисперсные порошки характерного фиолетово-серого оттенка, содержавшие фазы кубического LaB6 и гексагонального NbB2 (рис. 3). Профиль всех дифракционных максимумов боридов свидетельствует о высокой степени кристалличности и практическом отсутствии уширения, связанного с дефектностью или аморфизацией их кристаллической структуры.

Рис. 3.

Спектры рентгеновской дифракции порошковых смесей LaB6 + NbB2.

При стехиометрическом отношении массы углерода и бора к массе гидроксидов в исходной смеси (состав 1) в спектрах присутствуют интенсивные рефлексы тетрагональной фазы борокарбида лантана LaB2C2. Менее заметные дифракционные максимумы LaB2C2 присутствуют и в спектрах порошков 3 и 4, в которых масса бора в суспензии была увеличена на 30 мас. % (состав 3) и 15 мас. % (состав 4), а масса углерода снижена на аналогичную величину. В спектре порошка 2, где масса углерода была снижена на 30 мас. %, а масса бора увеличена на 40 мас. %, пики фазы LaB2C2 не фиксируются, что свидетельствует о полном связывании углерода в CO и его удалении через газовую фазу. Слабые рефлексы обедненного бором борокарбида LaB2C4 присутствуют только в спектрах порошка 1. Борокарбидные фазы характеризуются высокой реакционной способностью к влаге воздуха, в связи с чем их присутствие в составе продуктов реакции нежелательно.

Слабые пики боратов лантана LaBO3 и La3BO6 присутствуют в спектрах всех порошков. Наименьшая интенсивность пиков боратов наблюдается в спектре порошка 2, содержавшего в исходной смеси максимальное количество бора (40% сверх стехиометрического).

Также зафиксированы слабые рефлексы фазы карбида ниобия в порошке 4, что, вероятно, связано с локальной расшихтовкой, поскольку в порошке 1, где содержание углерода выше, появление карбида ниобия не отмечено.

Морфология и дисперсность синтезированных порошков не зависела от соотношения бора и углерода в исходной смеси. На рис. 4 приведен СЭМ-снимок смеси боридов в порошке 2. Порошок представлен изометричными частицами со слабо выраженной огранкой. Средний диаметр частиц составляет 200–250 нм, однако некоторые агломераты, состоящие из частиц менее 100 нм, достигают диаметра около 1–2 мкм.

Рис. 4.

СЭМ-изображение порошка LaB6–NbB2 состава 2.

По данным микрорентгеноспектрального анализа, весовое соотношение La/Nb в синтезированных смесях в пересчете на бориды составляло 57.5 мол. % LaB6 и 42.5 мол. % NbB2. Наименьшая концентрация примеси кислорода (2.1 мас. %) зафиксирована в порошке 2, что коррелирует с данными рентгеновской дифрактометрии. На основании этих данных для спекания керамических образцов использован порошок 2.

После спекания синтезированной порошковой смеси были получены двухфазные образцы керамики LaB6–NbB2 c относительной плотностью 87%. Существенного увеличения размера зерен в структуре керамики не отмечено (средний диаметр 400–600 нм), что обусловлено относительно невысокой температурой спекания (1700°С). Спеченные образцы были переплавлены в электрической дуге. СЭМ-снимки полированных поперечных сечений закристаллизованных образцов показаны на рис. 5. В заданных условиях охлаждения структура эвтектических областей относится к стержневому типу. В монокристаллической матрице LaB6 равномерно распределены параллельные друг другу стержни (нитевидные монокристаллы) NbB2 со средним диаметром около 600 нм. Размер эвтектических колоний достигает нескольких десятков микрометров в диаметре. Преимущественной ориентации эвтектических колоний в объеме материала не наблюдается, поскольку градиент температуры в разных частях капли расплава в процессе кристаллизации имел различное направление. Согласно статистической оценке площади фаз, концентрация LaB6 в эвтектике LaB6 + NbB2 составляет 79 об. %, или 58 мол. %, что хорошо согласуется с данными [20].

Рис. 5.

СЭМ-изображения образца LaB6–NbB2 после плавления в электрической дуге.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

При температуре изотермической выдержки 1650°С методом карбо-боротермического восстановления смеси гидроксидов La(OH)3 и NbO0.5–2(OH)4–1 в вакууме 10–2 Па получены смеси боридов LaB6 + NbB2 в соотношении, близком к эвтектическому (~57 мас. % LaB6). Гидроксиды получали методом совместного обратного осаждения из водных растворов соответствующих нитратов гидроксидом аммония непосредственно в суспензии бора и углерода. Состав смесей LaB6 + NbB2 представлен основными фазами LaB6 и NbB2; в смесях, синтезированных в соответствии с расчетом по уравнению реакций, присутствует фаза LaB2C2. Наименьшее количество примесей содержит порошок, полученный из смеси с недостатком углерода 30 мас. % и избытком бора 40 мас. %.

Из синтезированных смесей спеканием без приложения давления получен двухфазный керамический образец LaB6–NbB2 с относительной плотностью 87% и размером зерен 400–600 нм.

Плавлением керамических образцов в электрической дуге и последующей быстрой кристаллизацией получены типичные стержневые эвтектические структуры, содержание LaB6, по данным анализа изображений, составило 58 мол. %.

Использование совместно осажденных гидроксидов для синтеза смеси боридов позволяет получать гетерофазные порошки с высокой степенью гомогенизации, что облегчает формирование эвтектической структуры с равномерным распределением нитевидных кристаллов NbB2 диаметром ~600 нм в матрице LaB6 при кристаллизации из расплава за счет отсутствия концентрационных флуктуаций и агломерации компонентов.

Список литературы

  1. Taran A., Voronovich D., Oranskaya D. et al. Thermionic Emission of LaB6–ZrB2 Quasi Binary Eutectic Alloy with Different ZrB2 Fibers Orientation // Funct. Mater. 2013. V. 20. № 4. P. 485–488. https://doi.org/10.15407/fm20.04.485

  2. Paderno Y.B., Taran A.A., Voronovich D.A. et al. Thermionic PRoperties of LaB6–(Ti0.6Zr0.4)B2 MAterial // Funct. Mater. 2008. V. 15. № 1. P. 63.

  3. Berger M.H., Back T.C., Soukiassian P. et al. Local Investigation of the Emissive Properties of LaB6–ZrB2 EUtectics // J. Mater. Sci. 2017. V. 52. № 10. P. 5537–5543.https://doi.org/10.1007/s10853-017-0816-0

  4. Storms E.K. Thermionic Emission and Vaporization Behavior of the Ternary Systems of Lanthanum Hexaboride Containing Molybdenum Boride, Molybdenum Diboride, Zirconium Diboride, Gadolinium Hexaboride, and Neodymium Hexaboride // J. Appl. Phys. 1983. V. 54. № 2. P. 1076–1081.https://doi.org/10.1063/1.332114

  5. Back T.C., Schmid A.K., Fairchild S.B. et al. Work Function Characterization of Directionally Solidified LaB6–VB2 Eutectic // Ultramicroscopy. 2017. V. 183. P. 67–71.https://doi.org/10.1016/j.ultramic.2017.05.006

  6. Yang X., Wang P., Wang Z. et al. Microstructure, Mechanical and Thermionic Emission Properties of a Directionally Solidified LaB6–VB2 Eutectic Composite // Mater. Design. 2017. V. 133. P. 299–306.https://doi.org/10.1016/j.matdes.2017.07.069

  7. Hasan M.M., Cuskelly D., Sugo H. et al. Low Temperature Synthesis of Low Thermionic Work Function (LaxBa1 −x)B6 // J. Alloys Comp. 2015. V. 636. P. 67–72.https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2015.02.105

  8. Voronovich D.A., Taran A.A., Shitsevalova N.Y. et al. Thermionic Properties of Lutetium Borides Single Crystals // Funct. Mater. 2014. V. 3. P. 266–273.https://doi.org/10.15407/fm21.03.266

  9. Xiao L., Su Y., Zhou X. et al. Origins of High Visible Light Transparency and Solar Heat-Shielding Performance in LaB6 // Appl. Phys. Lett. 2012. V. 101. № 4. P. 041913.https://doi.org/10.1063/1.4733386

  10. Yoshio S., Maki K., Adachi K. Optical Properties of Group-3 Metal Hexaboride Nanoparticles by First-Principles Calculations // J. Chem. Phys. 2016. V. 144. № 23. P. 234702.https://doi.org/10.1063/1.4953849

  11. Mattox T.M., Coffman D., Roh I. et al. Moving the Plasmon of LaB6 from IR to Near-IR via Eu-Doping // Materials. 2018. V. 11. № 2. P. 226.https://doi.org/10.3390/ma11020226

  12. Qi X., Bao L., Chao L. et al. Experimental and Theoretical Investigation on Tunable Optical Property of Nanocrystalline Ca-Doped CeB6 // Phys. B: Condens. Matter. 2018. V. 530. P. 312–316. https://doi.org/10.1016/j.physb.2017.12.003

  13. Sani E., Mercatelli L., Meucci M. et al. Lanthanum Hexaboride for Solar Energy Applications // Sci. Rep. 2017. V. 7. № 1. P. 718.https://doi.org/10.1038/s41598-017-00749-w

  14. Deng H., Dickey E.C., Paderno Y. et al. Crystallographic Characterization and Indentation Mechanical Properties of LaB6–ZrB2 Directionally Solidified Eutectics // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. № 19. P. 5987–5994.https://doi.org/10.1023/B:JMSC.0000041695.40772.56

  15. Bogomol I., Nishimura T., Vasylkiv O. et al. High-Temperature Strength of Directionally Reinforced LaB6–TiB2 Composite // J. Alloys Comp. 2010. V. 505. № 1. P. 130–134.https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2010.05.003

  16. Volkova H., Filipov V., Podrezov Y. The Influence of Ti Addition on Fracture Toughness and Failure of Directionally Solidified LaB6–ZrB2 Eutectic Composite with Monocrystalline Matrix // J. Eur. Ceram. Soc. 2014. V. 34. № 14. P. 3399–3405.https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2014.03.018

  17. Bogomol I., Nishimura T., Nesterenko Y. et al. The Bending Strength Temperature Dependence of the Directionally Solidified Eutectic LaB6–ZrB2 Composite // J. Alloys Comp. 2011. V. 509. № 20. P. 6123–6129.https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2011.02.176

  18. Paderno Y.B. A New Class of “In-Situ” Fiber Reinforced Boride Composite Ceramic Materials //Advanced Multilayered and Fibre-Reinforced Composites. Netherlands: Springer, 1998. P. 353–369.https://doi.org/10.1007/978-94-007-0868-6_23

  19. Min G.H., Gao R., Yu H.S. Mechanical Properties of LaB6–ZrB2 Composites // Key Eng. Mater. 2005. V. 297. P. 1630–1638.https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/KEM.297-300.1630

  20. Орданьян С.С. О закономерностях взаимодействия в системах LaB6–MIV–VIB2 // Неорган. материалы. 1988. Т. 24. № 2. С. 235–238.

  21. Kondrashov A.I. Reactions of Lanthanum Hexaboride with Carbides and Borides of Refractory Metals // Sov. Powder Metall. Met. Ceram. 1974. T. 13. № 11. C. 911–913.https://doi.org/10.1007/BF00803196

  22. Ordan'yan S.S., Paderno Y.B., Khoroshilova I.K. et al. Interaction in the LaB6–ZrB2 System // Powder Metall. Met. Ceram. 1983. V. 22. № 11. P. 946–948.

  23. Ordan'yan S.S., Paderno Y.B., Khoroshilova I.K. et al. Interaction in the LaB6–HfB2 System // Sov. Powder Metall. Met. Ceram. 1984. V. 23. № 2. P. 157–159.https://doi.org/10.1007/BF00792275

  24. Ordan’yan S.S., Paderno Y.B., Nikolaeva E.E. et al. Interaction in the LaB6–CrB2 System // Powder Metall. Met. Ceram. 1984. T. 23. № 5. P. 387–389.

  25. Лобода П.И., Кислая Г.П., Богомол Ю.И. и др. Взаимодействие в системе LaB6–MoB2 // Неорган. материалы. 2009 Т. 45. № 3. С. 288–291.

  26. Kysla G., Loboda P. Ceramic Materials of the Quasi-Binary LaB6–MoB2 System // Proc. Appl. Ceram. 2007. V. 1. № 1–2. P. 19–22.https://doi.org/10.2298/PAC0702019K

  27. Kysla G.P., Loboda P.I., Geshmati L. Structure of the Eutectic in the LaB6–ScB2 System // Powder Metall. Met. Ceram. 2014. V. 53. № 7–8. P. 479–484.https://doi.org/10.1007/s11106-014-9640-0

  28. Лобода П.І., Кисла Г.П., Сисоєв М.О. и др. Евтектичні сплави систем LaB6–Me2B5 // Металознавство та обробка металів. 2010. № 3. С. 29.

  29. Орданьян С.С., Несмелов Д.Д., Вихман С.В. Взаимодействие в системе LaB6–W2B5 // Неорган. материалы. 2009. Т. 45. № 7. С. 1–4.

  30. Gao R., Min G., Yu H. et al. Fabrication and Oxidation Behavior of LaB6–ZrB2 Composites // Ceram. Int. 2005. V. 31. № 1. P. 15–19.https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2004.02.006

  31. Chen C.M., Zhang L.T., Zhou W.C. et al. Microstructure, Mechanical Performance and Oxidation Mechanism of Boride in situ Composites // Compos. Sci. Technol. 2001. V. 61. № 7. P. 971–975.https://doi.org/10.1016/S0266-3538(00)00187-1

  32. Wang X., Zhang J.X., Yang X.Y. et al. Spark Plasma Sintering of LaB6–(Ti,Zr)B2 Composites // Adv. Appl. Ceram. 2017. V. 116. № 3. P. 132–137.https://doi.org/10.1080/17436753.2016.1264139

  33. Yang X., Wang X., Wang P. et al. Spark Plasma Sintering of SiC–LaB6 Composite // J. Alloys Comp. 2017. V. 704. P. 329–335.https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2017.02.033

  34. Demirskyi D., Sakka Y. Fabrication, Microstructure and Properties of in situ Synthesized B4C–NbB2 Eutectic Composites by Spark Plasma Sintering // J. Ceram. Soc. Jpn. 2015. V. 123. № 1433. P. 33–37.https://doi.org/10.2109/jcersj2.123.33

  35. Demirskyi D., Vasylkiv O. Mechanical Properties of SiC–NbB2 Eutectic Composites by in situ Spark Plasma Sintering // Ceram. Int. 2016. V. 42. № 16. P. 19372–19385.https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.09.110

  36. Ordanyan S.S., Vikhman S.V., Nesmelov D.D. et al. Nonoxide High-Melting Point Compounds as Materials for Extreme Conditions // Adv. Sci. Technol. 2014. V. 89. P. 47–56.https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AST.89.47

  37. Орданьян С.С., Несмелов Д.Д. Рост зерен при свободном спекании керамик на основе тугоплавких боридов LaB6, TiB2 и W2B5 // Огнеупоры и техническая керамика. 2014. № 3. С. 24–31.

  38. Chen C.M., Zhang L.T., Zhou W.C. Characterization of LaB6–ZrB2 Eutectic Composite Grown by the Floating Zone Method // J. Cryst. Growth. 1998. V. 191. № 4. P. 873–878.https://doi.org/10.1016/S0022-0248(98)00358-3

  39. Chen W.T., White R.M., Goto T. et al. Directionally Solidified Boride and Carbide Eutectic Ceramics // J. Am. Ceram. Soc. 2016. V. 99. № 6. P. 1837–1851.https://doi.org/10.1111/jace.14287

  40. Падерно Ю.Б., Падерно В.Н., Филлипов В.Б. Направленно-закристаллизованные керамические волокнисто-упрочненные боридные композиты // Огнеупоры и техническая керамика. 2000. № 11. С. 2–7.

  41. Bogomol I., Loboda P. Directionally Solidified Ceramic Eutectics for High-Temperature Applications // MAX Phases and Ultra-High Temperature Ceramics for Extreme Environments. 2013. P. 303. https://doi.org/10.4018/978-1-4666-4066-5.ch010

  42. Deng H., Dickey E.C., Paderno Y. et al. Interface Crystallography and Structure in LaB6–ZrB2 Directionally Solidified Eutectics // J. Am. Ceram. Soc. 2007. V. 90. № 8. P. 2603–2609.https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2007.01812.x

  43. Орданьян С.С., Румянцев В.И., Несмелов Д.Д., Кораблев Д.В. Физико-химический базис создания новой керамики с участием борсодержащих тугоплавких соединений и практика его реализации // Новые огнеупоры. 2012. № 3. С. 153–157.

  44. Thangadurai P., Bose A.C., Ramasamy S. Phase Stabilization and Structural Studies of Nanocrystalline La2O3–ZrO2 // J. Mater. Sci. 2005. V. 40. № 15. P. 3963–3968. https://doi.org/10.1007/s10853-005-2831-9

  45. Gonell F., Portehault D., Julián-López B. et al. One Step Microwave-Assisted Synthesis of Nanocrystalline WOx–ZrO2 acid catalysts // Catal. Sci. Technol. 2016. V. 6. № 23. P. 8257–8267.https://doi.org/10.1039/C6CY01082B

  46. Aghaeenejad N., Bahari A., Riazian M. et al. Fabrication and Nano Structural Study on La2O3–Co3O4–ZrO2 Composite // Int. J. Nano Dimension. 2015. V. 6. P. 39–44.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Неорганические материалы

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал