Журнал неорганической химии, 2020, T. 65, № 9, стр. 1274-1282
Получение и стойкость к окислению композиционных порошков HfB2–30 об. % SiC, модифицированных Y3Al5O12
Е. П. Симоненко a, *, Н. П. Симоненко a, И. А. Нагорнов a, b, В. Г. Севастьянов a, Н. Т. Кузнецов a
a Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова РАН
119991 Москва, Ленинский пр-т, 31, Россия
b Российский химико-технологический университет им. Д.И. Менделеева
125047 Москва, Миусская пл., 9, Россия
* E-mail: ep_simonenko@mail.ru
Поступила в редакцию 16.03.2020
После доработки 13.04.2020
Принята к публикации 27.04.2020
Аннотация
С применением золь-гель технологии синтезированы композиционные порошки состава HfB2–30 об. % SiC, модифицированные малым (2 и 5 об. %) количеством Y3Al5O12. Такое модифицирование позволяет при изготовлении ультравысокотемпературного керамического материала соответствующего состава оптимизировать температуру процесса и способствует улучшению стойкости керамики к окислению за счет стабилизации образующегося диоксида гафния в кубической или тетрагональной модификации. Установлено, что введенная рентгеноаморфная фаза Y3Al5O12 распределилась в виде тонкой пленки на частицах диборида гафния и карбида кремния и привела к агломерации последнего; формирование отдельных частиц состава Y3Al5O12 не наблюдалось. Изучение термического поведения полученных композиционных порошков в токе воздуха в интервале температур 20–1200°С показало, что введение 5 об. % Y3Al5O12 практически полностью нивелирует эффект начального поверхностного окисления HfB2 в интервале температур 700–800°С. При этом наблюдается смещение температуры начала окисления и максимума соответствующего теплового эффекта с 756 до 808°С при снижении его интенсивности.
ВВЕДЕНИЕ
Проблеме разработки материалов состава MB2–SiC (M = Zr, Hf), предлагаемых для применения при аэродинамическом нагреве до температур ~2500°С, посвящены усилия многочисленных научных групп [1–15]. Это связано с тем, что помимо достаточной стойкости к окислению, в том числе атомарным кислородом [16–20], для таких керамических композитов свойственны неплохие механические характеристики, высокая теплопроводность (в том числе и при повышенных температурах), подходящие для возможных областей применения оптические свойства, низкая каталитическая активность в экзотермических реакциях поверхностной рекомбинации атомов кислорода и азота и др.
Одним из ключевых свойств ультравысокотемпературных керамических материалов (UHTC) состава ZrB2(HfB2)–SiC является способность выдерживать довольно длительное воздействие кислородсодержащей атмосферы при повышенных температурах (>1200–2500°C) за счет формирующегося при окислении защитного слоя силикатного стекла. В зависимости от характеристик материала (состав, пористость), а также режима воздействия данный герметизирующий стекловидный слой может располагаться как на поверхности керамики (при относительно невысоких температурах последней <1700–1850°С), так и в объеме пористого слоя на основе продукта окисления HfB2 – оксида гафния (при повышенной температуре поверхности >1900–2000°С). В связи с этим чрезвычайно востребованными являются исследования стойкости к окислению в определенных условиях воздействия UHTC конкретного состава (с учетом введения различных упрочняющих добавок) и микроструктуры [21–38].
Одним из очевидных способов повышения окислительной стойкости является разработка методов получения максимально плотных материалов. Из-за особенностей структуры диборидов циркония и гафния, а также карбида кремния для изготовления керамики на их основе требуются довольно высокие температуры, что приводит не только к большим затратам энергии, но и к снижению механических свойств вследствие роста зерна (прежде всего, диборида металла) при высокотемпературной консолидации. Введение спекающих добавок дает возможность осуществлять этот процесс при существенно меньшей температуре.
Жидкофазное спекание бескислородной керамики с применением составов системы Al2O3–Y2O3, в том числе и состава, соответствующего иттрий-алюминиевому гранату Y3Al5O12 (YAG), давно применяется для обеспечения отличного уплотнения при относительно невысоких температурах как при спекании без давления [39–44], так и при высокотемпературном прессовании – горячем прессовании [45–49] или искровом плазменном спекании [50–54]. Количество, дисперсность и равномерность распределения спекающей добавки существенно влияют не только на процесс уплотнения, но и на свойства получаемого материала, включая окислительную стойкость. При этом отмечается, что высокое содержание YAG при длительной выдержке при повышенных температурах и низком давлении может приводить к деградации материала [48–56] в результате взаимодействия компонентов керамики. Поэтому важной задачей является минимизация необходимого количества вводимой спекающей добавки.
Еще одной из проблем при окислении высокоэнтальпийными потоками воздуха ультравысокотемпературных керамических материалов ZrB2(HfB2)–SiC является отслоение окисленного слоя из-за фазовых превращений при охлаждении или повторном нагреве таких продуктов окисления, как тугоплавкие ZrO2/HfO2, термодинамически устойчивой модификацией которых является моноклинная кристаллическая решетка. Решением может быть модифицирование состава керамики компонентами, способными стабилизировать оксид гафния в кубической или тетрагональной модификациях, например, тугоплавким и малолетучим оксидом иттрия [57–59]. Так, в работе [58] показано, что для композита HfB2–20 об. % SiC–3 об. % Y2O3 происходит стабилизация (по сравнению с немодифицированным материалом) защитного слоя боросиликатного стекла на поверхности.
Однако с технологической точки зрения в качестве стабилизирующей добавки более рационально было бы использовать менее тугоплавкий иттрий-алюминиевый гранат. В исследовании [60] показано, что при температуре >2200°С из состава Y3Al5O12 может быть отогнан более летучий Al2O3; остающийся Y2O3 может быть израсходован на стабилизацию продукта окисления HfB2. В случае меньшей температуры неиспарившийся оксид алюминия может модифицировать состав силикатного стекла – повышать его температуру размягчения и вязкость в расплавленном состоянии, уменьшая таким образом диффузию кислорода в объем материала ZrB2(HfB2)–SiC. Действенность введения Y3Al5O12 для улучшения стойкости к окислению UHTC подтверждают данные [46]: авторы делают вывод о том, что легирование керамики состава ZrB2–SiC оксидами Al/Y значительно улучшило ее стойкость к окислению при температуре 1700°С из-за снижения активности диоксида кремния. Покрытия ZrB2–SiC–B4C–Y3Al5O12 [61] проявляли хорошую стойкость к тепловому удару при циклическом нагреве на воздухе до температуры 1700°С. Керамические композиты ZrB2–SiC при применении в качестве спекающей добавки системы Y2O3–Al2O3 показали высокую стойкость к абляции при температурах до 2800°С [39, 41].
Большое значение имеет максимально равномерное распределение Y3Al5O12 в объеме при минимизации его содержания, что может быть обеспечено в результате его нанесения в качестве оболочки на поверхность частиц композиционного порошка HfB2–30 об. % SiC с применением золь-гель метода.
Целью настоящей работы является получение и изучение стойкости к окислению композиционных порошков HfB2–30 об. % SiC, модифицированных малым количеством Y3Al5O12 (≤5 об. %).
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Использованные реактивы. Тетраэтоксисилан (ТЭОС) Si(OC2H5)4 (>99.99%, АО “ЭКОС-1”), лак бакелитовый марки ЛБС-1 (ОАО “Карболит”), муравьиная кислота СН2О2 (>99%, ООО “Спектр-Хим”), диборид гафния (>98%, размер частиц 2–3 мкм, агрегатов ~20–60 мкм, ООО “Тугоплавкие материалы”).
Синтез ацетилацетонатов металлов проводили с использованием Y(NO3)3 ⋅ 6H2O (99%, Химмед), Al(NO3)3 ⋅ 9H2O (99%, Химмед), C5H8O2 (>99.99%, АО “ЭКОС-1”), 5%-ного водного раствора NH3 · H2O (ос. ч.). В качестве растворителя полученных хелатных координационных соединений и источника алкоксильных групп при синтезе гетеролигандных комплексов применяли н-бутиловый спирт C4H9OH (ч.д.а.).
ИК-спектры пропускания растворов прекурсоров после осуществления замещения C5H7O2-лигандов записывали с применением ИК-Фурье- спектрометра ИнфраЛЮМ ФТ-08 (окна KBr, 350–4000 см–1).
Рентгенограммы синтезированных композиционных порошков записывали на рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance (CuKα-излучение, разрешение 0.02° при накоплении сигнала в точке в течение 0.3 с). Рентгенофазовый анализ (РФА) выполняли с применением программы MATCH! – Phase Identification from Powed Diffraction, Version 3.8.0.137 (Crystal Impact, Germany), в которую интегрирована база данных Crystallography Open Database (COD).
Исследования методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) проводили на трехлучевой рабочей станции NVision 40, Carl Zeiss. Элементный состав микрообластей определяли с помощью приставки для энергодисперсионного анализа EDX Oxford Instrumets.
Термическое поведение синтезированных продуктов в токе воздуха (100 мл/мин) в интервале температур 20–1200°С (скорость нагрева 20 град/мин) изучали с применением совмещенного ТГА/ДСК/ДТА анализатора SDT Q-600.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Получение композиционных порошков HfB2–SiC–Y3Al5O12 выполняли в два этапа. На первом с применением золь-гель метода [14, 62–64] синтезировали порошок HfB2–SiC с максимально равномерно распределенными друг в друге компонентами. Для этого в раствор фенолформальдегидной смолы, выполнявшей впоследствии роль источника углерода, вводили кремнийсодержащий прекурсор (тетраэтоксисилан) и муравьиную кислоту. Мольные соотношения составляли n(Si) : n(CH2O2) = 1 : 4 и n(Si) : n(C) = 1 : 3.05. В нагретый до ~50°С раствор добавляли воду в количестве n(Si) : n(H2O) = 1 : 5. Сразу после введения воды добавляли порошок диборида гафния (расчетное содержание карбида кремния в системе HfB2–SiC составляло 30 об. %), который диспергировался путем одновременного УЗ-воздействия и механического перемешивания до гелеобразования в системе за счет гидролиза тетраэтоксисилана и поликонденсации. Полученный гель подвергали ступенчатой сушке при температурах 50–100°С, после чего ксерогель карбонизовался в условиях динамического вакуума при температуре 400°С в течение 2 ч с образованием реакционноспособного состава HfB2–(SiO2–C). Благодаря повышенной химической активности наноструктурированной смеси SiO2–C становится возможным осуществление синтеза высокодисперсного карбида кремния в условиях пониженного давления при температуре 1550°С (5 ч).
Для модифицирования порошка HfB2–SiC составом Y3Al5O12 применяли золь-гель технологию, в качестве прекурсоров использовали растворы алкоксоацетилацетонатов металлов. Синтез прекурсора состава [Al(C5H7O2)3 –x(C4H9On)x] выполнялся в результате термической обработки раствора ацетилацетоната алюминия в избытке 1-бутанола в круглодонной колбе с обратным холодильником при температуре масляной бани 160–165°С в течение 14 ч. При этом происходила термическая деструкция хелатного лиганда на ацетон и бутиловый эфир уксусной кислоты (что проявлялось в ИК-спектрах раствора), и их замещение на бутоксо-фрагменты. Далее в раствор [Al(C5H7O2)3 –x(C4H9On)x] добавляли ацетилацетонат иттрия в мольном соотношении n(Al) : n(Y) = = 5 : 3; суммарное содержание катионов металлов составляло 0.2 моль/л. Для завершения процесса межлигандного обмена раствор перемешивали при температуре ~50°С в течение 1 ч.
С целью синтеза композиционных порошков (HfB2–30 об. % SiC)–xY3Al5O12 (х = 2, 5 об. %) порошок HfB2–SiC вводили в необходимом соотношении в раствор алкоксоацетилацетонатов алюминия и иттрия, диспергировали с применением УЗ-воздействия и механического перемешивания. Далее осуществляли гидролиз прекурсоров раствором гидрата аммиака в этаноле при нагревании системы до температуры 60–70°С в течение 1 ч, после чего образцы упаривали до прекращения изменения массы. Удаление органических фрагментов Y, Al-содержащего ксерогеля производили путем термической обработки на воздухе при температуре 500°С в течение 2 ч.
РФА полученных порошков свидетельствует о том, что при синтезе высокодисперсного карбида кремния не происходит окисления частиц HfB2 (отсутствуют рефлексы фаз HfO2). Синтезированный SiC является сильно аморфизированным – его рефлексы помимо низкой интенсивности (особенно по сравнению с рефлексами фазы HfB2) сильно уширены, напоминая больше диффузные гало аморфных веществ с частичной упорядоченностью. Спекающие добавки Y3Al5O12 являются рентгеноаморфными, что и ожидалось с учетом данных [54, 65–67] о том, что температура кристаллизации фазы иттрий-алюминиевого граната при золь-гель синтезе составляет >750–950°С (в зависимости от времени выдержки).
Растровая электронная микроскопия композиционного порошка состава HfB2–30 об. % SiC (рис. 1) свидетельствует о том, что полученный карбид кремния является наноструктурированным. Помимо этого показано, что компоненты распределены между собой достаточно равномерно: агломераты SiC покрывают частицы HfB2 размером ~1–2 мкм или расположены между ними.
Введение 2 об. % Y3Al5O12 приводит к некоторому изменению микроструктуры порошка (рис. 2). В частности, наблюдается укрупнение частиц SiC, вероятно, за счет их соединения через прослойку системы Al2O3–Y2O3–SiO2. Диоксид кремния, как известно, практически всегда присутствует на поверхности частиц карбида кремния, что особенно значимо для наноразмерных частиц SiC. То, что тонкий слой диэлектрического Y3Al5O12 покрывает не только карбидокремниевые агломераты, но и поверхность частиц диборида гафния, подтверждают данные съемки в режиме фазового контраста: снижение качества микрофотографии говорит об увеличении зарядки поверхности композиционных порошков в ходе РЭМ – рис. 2б. Отдельные частицы, которые можно было бы отнести к составу Y3Al5O12, найдены не были.
Еще бо́льшая агломерация высокодисперсных частиц SiC наблюдается при введении 5 об. % Y3Al5O12 – рис. 3. При этом на микрофотографиях, полученных в режиме контраста по среднему атомному номеру (рис. 3г), определить отдельные частицы HfB2 или SiC становится проблематично, вероятно, из-за того, что они полностью покрыты тонкой пленкой оксида алюминия-иттрия. При этом отдельные частицы Y3Al5O12 не наблюдались и в случае композиционного порошка (HfB2–30 об. % SiC)–5 об. % Y3Al5O12 с большим содержанием оксидного компонента.
Термическое поведение полученных композиционных порошков (HfB2–30 об. % SiC)–хY3Al5O12 (х = 0, 2 и 5 об. %) изучено с применением синхронного ДСК/ДТА/ТГА в токе воздуха в интервале температур 20–1200°С (рис. 4). Как видно, процессы окисления для всех составов происходят при температуре не ниже 600–650°С. На кривой ТГА для немодифицированного добавкой Y3Al5O12 порошка HfB2–30 об. % SiC можно выделить как минимум два этапа окисления. Первый при температурах 710–780°С, которому соответствует острый экзотермический эффект с максимумом при температуре 756°С, связан, очевидно, с поверхностным окислением HfB2. При этом происходит резкий рост массы образца за счет, прежде всего, конверсии HfB2 в HfO2+B2O3. Более высокотемпературные экзо-эффекты с максимумами при температурах 829 и 1035°С можно отнести к более глубокому окислению диборида гафния, осложненному существованием на поверхности боросиликатного стекла. При повышенных температурах (>1000°C) дополнительное снижение скорости прироста массы может быть вызвано как интенсификацией процесса окисления карбида кремния, в результате чего повышается содержание SiO2 в расплавленном стекле на поверхности и, соответственно, его вязкость, так и более активным испарением с поверхности летучего оксида бора.
При введении в состав композиционных порошков оксидного компонента (Y3Al5O12) наблюдается дополнительный экзотермический эффект, имеющий форму плеча при температурах 695–698°С, связанный с незначительной (0.5–0.8%) потерей массы и вызванный выгоранием остаточного углерода от Al,Y-содержащего ксерогеля. Присутствие такого количества углерода не оказывает значительного влияния на окислительную стойкость соответствующего керамического материала, полученного при горячем прессовании порошков (HfB2–30 об. % SiC)–хY3Al5O12, но позволяет гарантировать отсутствие примесей HfO2 на поверхности зерен HfB2.
Модифицирование порошка HfB2–30 об. % SiC всего 2 об. % приводит к уширению и смещению в сторону бо́льших температур максимума экзотермического эффекта, связанного с первичным окислением HfB2, на 23°С (с 756 до 779°С). При этом довольно сильно изменяется и форма кривой прироста массы (рис. 4б): скорость роста массы в интервале температур 700–800°С уменьшается, что свидетельствует о присутствии на поверхности тонкого слоя аморфного Y3Al5O12, защищающего от взаимодействия с кислородом. В интервале температур ~850–1050°С скорость прироста массы за счет окисления для немодифицированного порошка и для содержащего 2 об. % Y3Al5O12 практически совпадают. А при температурах более 1050–1100°С наблюдается незначительное снижение скорости окисления, вероятно, благодаря более активному окислению SiC и формированию защитного стоя Al2O3–Y2O3–SiO2 с повышенным содержанием диоксида кремния. Общий прирост массы для данного образца составляет 25.1% (от минимума массы при 730°С), что почти совпадает с таковой для немодифицированного композиционного порошка.
Повышение содержания Y3Al5O12 до 5 об. % приводит к еще бо́льшему смещению температуры начала окисления HfB2: положение максимума наиболее интенсивного теплового эффекта смещается на 52°С (с 756 до 808°С). При этом еще больше снижается интенсивность данного теплового эффекта, и происходит его уширение. Особенностью кривой изменения массы в данном случае является то, что скорость окисления практически не изменяется во всем температурном интервале 745–1200°С. Это может быть объяснено тем, что вся поверхность частиц HfB2 покрыта сплошным слоем аморфного оксида Y3Al5O12, а скорость процесса их окисления определяется процессом диффузии через поверхностный оксидный слой. При этом наблюдаются тепловые эффекты малой интенсивности при существенно бо́льших температурах (1056 и 1108°С) по сравнению с порошком HfB2–30 об. % SiC. Необходимо отметить, что для состава (HfB2–30 об. % SiC)–5 об. % Y3Al5O12 не наблюдается значимого снижения скорости окисления при температурах >1080°С, которое может быть вызвано испарением B2O3. Общий прирост массы за счет окисления HfB2 и SiC составил 24.8%.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
С применением золь-гель технологии синтезирован композиционный порошок состава HfB2–30 об. % SiC, высокодисперсный карбид кремния в котором распределен максимально равномерно между крупными (1–2 мкм) частицами диборида гафния. С целью повышения стойкости к окислению и оптимизации процесса последующей консолидации ультравысокотемпературных керамических материалов полученный порошок модифицирован малым (≤5 об. %) количеством Y3Al5O12. Эта оксидная добавка, как следует из литературных данных [41, 57] и исследования процесса испарения иттрий-алюминиевого граната при температурах 2200–2500°С [60], может также способствовать стабилизации образующегося при окислении HfB2 диоксида гафния в кубической или тетрагональной модификации, что должно положительно сказаться на адгезии окисленного слоя при охлаждении или повторном нагреве керамики.
Установлено, что при контролируемом гидролизе прекурсоров класса алкоксоацетилацетонатов алюминия и иттрия с последующим гелеобразованием и при прокаливании на воздухе при температуре 400°С получены композиционные порошки состава (HfB2–30 об. % SiC)–хY3Al5O12 (х = 2 и 5 об. %). Введенная рентгеноаморфная фаза Y3Al5O12 распределилась в виде тонкой пленки на частицах диборида гафния и карбида кремния, приводя к дополнительной агломерации последнего. Формирование отдельных частиц состава Y3Al5O12 не наблюдалось.
Изучение термического поведения полученных композиционных порошков в токе воздуха в интервале температур 20–1200°С показало, что модифицирование уже 2 об. % Y3Al5O12 приводит к существенному снижению интенсивности низкотемпературного поверхностного окисления HfB2 при 700–800°С: уменьшается скорость прироста массы, снижается интенсивность и наблюдается уширение соответствующего экзотермического эффекта. Помимо этого, происходит смещение максимума данного экзо-эффекта в сторону больших температур. Суммарный прирост массы за счет окисления незначительно меньше такового для немодифицированного порошка HfB2–30 об. % SiC.
Введение 5 об. % Y3Al5O12 практически полностью нивелирует эффект начального поверхностного окисления HfB2: во всем интервале температур не наблюдается изменения скорости прироста массы. Кроме того, происходит дополнительное смещение температуры начала окисления и максимума теплового эффекта от 756 до 808°С при снижении его интенсивности. В целом введение 5 об. % Y3Al5O12 более существенно повышает стойкость состава HfB2–30 об. % SiC к окислению, модифицирующий оксидный компонент распределен максимально равномерно.
Разработанная методика синтеза композиционного порошка (HfB2–30 об. % SiC)–5 об. % Y3Al5O12 может быть рекомендована для использования при изготовлении ультравысокотемпературного керамического материала соответствующего состава.
Список литературы
Simonenko E.P., Sevast’yanov D.V., Simonenko N.P. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2013. V. 58. № 14. P. 1669. https://doi.org/10.1134/S0036023613140039
Zhang Z., Sha J., Zu Y. et al. // J. Adv. Ceram. 2019. V. 8. P. 527. https://doi.org/10.1007/s40145-019-0334-4
Ionescu E., Bernard S., Lucas R. et al. // Adv. Eng. Mater. 2019. V. 21. Art. № 1900269. https://doi.org/10.1002/adem.201900269
Zoli L., Vinci A., Galizia P. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2020. V. 40. P. 2597. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.12.004
Sharma A., Karunakar D.B. // Mater. Res. Express. 2019. V. 6. Art. № 105072. https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab3aca
Balak Z. // Mater. Res. Express. 2019. V. 6. Art. № 095607. https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab2e65
Fattahi M., Azizian-Kalandaragh Y., Delbari S.A. et al. // Ceram. Int. 2020. V. 46. P. 10172. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.01.008
Wang W., Wei C., Liu Z. et al. // Ceram. Int. 2020. V. 46. P. 9347. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.12.192
Silvestroni L., Gilli N., Migliori A. et al. // Composites, Part B. 2020. V. 183. Art. № 107618. https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2019.107618
Rubio V., Ramanujam P., Cousinet S. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2020. V. 103. P. 3788. https://doi.org/10.1111/jace.17043
Rocha R.M. da, Sene F.F., Juliani M. de O., Davi C.O. // J. Aerosp. Technol. Manage. 2019. V. 11. Art. № e2819. https://doi.org/10.5028/jatm.v11.1049
Golla B.R., Mukhopadhyay A., Basu B., Thimmappa S.K. // Prog. Mater. Sci. 2020. V. 111. Art. № 100651. https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2020.100651
Li F., Huang X., Liu J.-X., Zhang G.-J. // J. Adv. Ceram. 2020. V. 9. P. 1. https://doi.org/10.1007/s40145-019-0332-6
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. P. 1484. https://doi.org/10.1134/S0036023618110177
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. P. 1697. https://doi.org/10.1134/S0036023619140079
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2020. V. 65. P. 606. https://doi.org/10.1134/S0036023620040191
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. P. 1681. https://doi.org/10.1134/S0036023619130084
Scatteia L., Borrelli R., Cosentino G. et al. // J. Spacecr. Rockets. 2006. V. 43. P. 1004. https://doi.org/10.2514/1.21156
Niu J., Jin H., Meng S. et al. // Ceram. Int. 2016. V. 42. P. 5562. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.12.031
Jin H., Meng S., Zhang X. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2016. V. 36. P. 1855. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2016.02.040
Qi F., Meng S.H., Wu P. et al. // IOP Conf. Ser.: Mater. Sci. Eng. 2019. V. 531. Art. № 012087. https://doi.org/10.1088/1757-899X/531/1/012087
Jin X., Chen L., Dong L. et al. // Adv. Appl. Ceram. 2020. V. 119. P. 15. https://doi.org/10.1080/17436753.2019.1678854
Ghassemi Kakroudi M., Dehghanzadeh Alvari M., Shahedi Asl M. et al. // Ceram. Int. 2020. V. 46. P. 3725. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.10.093
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Mokrushin A.S. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. P. 1849. https://doi.org/10.1134/S0036023619140109
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Lysenkov A.S. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2020. V. 65. P. 446. https://doi.org/10.1134/S0036023620030146
Silvestroni L., Mungiguerra S., Sciti D. et al. // Corros. Sci. 2019. V. 159. P. 108125. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.108125
Hassan R., Omar S., Balani K. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2019. V. 84. Art. № 105041. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2019.105041
Bannykh D., Utkin A., Baklanova N. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2019. V. 84. Art. № 105023. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2019.105023
Yang Y., Li M., Xu L. et al. // Corros. Sci. 2019. V. 157. P. 87. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.05.027
Ren Y., Qian Y., Xu J. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 15 366. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.05.030
Ouyang G., Besser M.F., Kramer M.J. et al. // J. Alloys Compd. 2019. V. 790. P. 1119. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.03.250
Kubota Y., Arai Y., Yano M. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2019. V. 39. P. 2812. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.03.010
Thimmappa S.K., Golla B.R., Bhanu Prasad V. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 9061. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.01.243
Zhang H., Jayaseelan D.D., Bogomol I. et al. // J. Alloys Compd. 2019. V. 785. P. 958. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.01.208
Zhou C., Qi Y., Cheng Y., Han W. // J. Mater. Eng. Perform. 2019. V. 28. P. 512. https://doi.org/10.1007/s11665-018-3807-7
Guérineau V., Julian-Jankowiak A., Vilmart G., Dorval N. // Corros. Sci. 2019. V. 148. P. 31. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2018.11.032
Xu L., Yang Y., Wang S. et al. // Mater. Chem. Phys. 2019. V. 223. P. 53. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2018.10.044
Piriou C., Rapaud O., Foucaud S. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 1846. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.10.075
Cheng Z.Q., Zhou C.L., Tian T.Y. et al. // Key Eng. Mater. 2008. V. 368–372. P. 1746. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/KEM.368-372.1746
He R., Zhang X., Hu P. et al. // Compos. Part B. Eng. 2013. V. 54. P. 307. https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2013.05.039
Krishnarao R.V., Alam Z., Das D.K. et al. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2015. V. 52. P. 55. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2015.05.013
Yang X., Liu X., Wang L. et al. // Ceram. Int. 2016. V. 42. P. 4011. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.11.070
Li S.B., Song J.G., Ru H.Y. // Key Eng. Mater. 2014. V. 602–603. P. 403. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/KEM.602-603.403
Lee J.K., Lee S.P., Cho K.S. et al. // J. Nucl. Mater. 2011. V. 417. P. 371. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2010.12.198
Guo W.-M., Vleugels J., Zhang G.-J. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2009. V. 29. P. 3063. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2009.04.021
He J., Wang Y., Luo L., An L. // J. Eur. Ceram. Soc. 2016. V. 36. P. 3769. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2016.02.037
Perevislov S.N., Lysenkov A.S., Titov D.D., Tomkovich M.V. // Inorg. Mater. 2017. V. 53. P. 220. https://doi.org/10.1134/S0020168517020091
Lee M.H., Lee S.P., Hur K.D. // Int. J. Mod. Phys. B. 2010. V. 24. P. 2916. https://doi.org/10.1142/S0217979210065854
Perevislov S.N., Lysenkov A.S., Titov D.D. et al. // Glass Ceram. 2019. V. 75. P. 400. https://doi.org/10.1007/s10717-019-00094-6
Song J.-G., Zhang L.-M., Li J.-G. // Mater. Manuf. Processes. 2008. V. 23. P. 834. https://doi.org/10.1080/10426910802384821
Huang A., Zhu S., Liu L. et al. // J. Chin. Ceramic Soc. 2017. V. 45. P. 923. https://doi.org/10.14062/j.issn.0454-5648.2017.07.05
Ciudad E., Sánchez-González E., Borrero-López O. et al. // Scr. Mater. 2013. V. 69. P. 598. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2013.07.007
Neher R., Herrmann M., Brandt K. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2011. V. 31. P. 175. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2010.09.002
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Simonenko T.L. et al. // Mater. Chem. Phys. 2019. V. 235. Art. № 121734. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2019.121734
Borrero-López O., Ortiz A.L., Guiberteau F., Padture N.P. // J. Eur. Ceram. Soc. 2007. V. 27. P. 2521. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2006.09.012
Shimoda K., Kondo S., Hinoki T., Kohyama A. // J. Eur. Ceram. Soc. 2010. V. 30. P. 2643. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2010.04.035
Winder S.L., Ruggles-Wrenn M.B., Parthasarathy T. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2015. V. 35. P. 2437. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2015.03.022
Guérineau V., Vilmart G., Dorval N., Julian-Jankowiak A. // Corros. Sci. 2020. V. 163. Art. № 108278. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.108278
Tan W., Petorak C.A., Trice R.W. // J. Eur. Ceram. Soc. 2014. V. 34. P. 1. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2013.07.016
Sevastyanov V.G., Simonenko E.P., Simonenko N.P. et al. // J. Alloys Compd. 2018. V. 764. P. 397. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.06.060
Krishnarao R.V., Alam M.Z., Das D.K. // Corros. Sci. 2018. V. 141. P. 72. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2018.07.002
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2016. V. 61. P. 1483. https://doi.org/10.1134/S0036023616120172
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Papynov E.K. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. P. 1. https://doi.org/10.1134/S0036023618010187
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2020. V. 40. P. 1093. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.11.023
Simonenko N.P., Simonenko E.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2016. V.61. P. 667. https://doi.org/10.1134/S003602361606019X
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2012. V. 57. P. 1521. https://doi.org/10.1134/S0036023612120194
Simonenko E.P., Simonenko N.P., Kopitsa G.P. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. P. 691. https://doi.org/10.1134/S0036023618060232
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Журнал неорганической химии