1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал неорганической химии
  4. T. 65, № 4, 2020

Журнал неорганической химии, 2020, T. 65, № 4, стр. 564-573

Окисление пористых ультравысокотемпературных керамических материалов HfB2–SiC с повышенным содержанием карбида кремния (65 об. %) сверхзвуковым потоком воздуха

Е. П. Симоненко a, *, Н. П. Симоненко a, А. Н. Гордеев b, А. Ф. Колесников b, А. С. Лысенков c, И. А. Нагорнов a, d, 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 Институт проблем механики им. А.Ю. Ишлинского РАН
119526 Москва, пр-т Вернадского, 101, корп. 1, Россия

c Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН
119334 Москва, Ленинский пр-т, 49, Россия

d Российский химико-технологический университет им. Д.И. Менделеева
125047 Москва, Миусская пл., 9, Россия

* E-mail: ep_simonenko@mail.ru

Поступила в редакцию 15.11.2019
После доработки 26.11.2019
Принята к публикации 27.11.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методом реакционного горячего прессования композиционного порошка HfB2–(SiO2–C) при температуре 1800°С (скорость нагрева 10 град/мин, длительность выдержки 15 мин) и давлении 30 МПа изготовлены пористые образцы состава HfB2–65 об. % SiC (пористость составляет 34.5%). С помощью высокочастотного индукционного плазмотрона изучена их стойкость к окислению под воздействием сверхзвукового потока диссоциированного воздуха (тепловые потоки в ходе эксперимента изменялись от 363 до 779 Вт/см2). Наблюдение в ходе эксперимента за распределением температур по поверхности образца показало, что резкий рост температуры от ∼1770–1850 до ∼2600°С происходит при меньших тепловых потоках и длительности воздействия по сравнению с более плотными образцами состава HfB2–30 об. % SiC (пористость 9–11%). Это свидетельствует о том, что повышение пористости материала HfB2–SiC, а также увеличение содержания карбида кремния приводят к снижению стойкости к окислению. Однако тот факт, что образец выдержал 37-минутное воздействие высокоэнтальпийного потока диссоциированного воздуха (из них 27 мин с температурой поверхности 2560–2620°С) без разрушения и полного окисления, позволяет отнести его к классу ультравысокотемпературных.

Ключевые слова: UHTC, термохимическое воздействие, высокоэнтальпийный поток воздуха, индукционный плазмотрон

ВВЕДЕНИЕ

Исследования в области создания наиболее эффективных ультравысокотемпературных керамических материалов (UHTC) состава ZrB2(HfB2)–SiC, способных сохранять работоспособность при аэродинамическом нагреве до температур ∼2000–2500°C, традиционно связаны с проблемой разработки материалов острых кромок крыльев и носовых частей высокоскоростных летательных аппаратов [1–16]. Активное развитие данного направления обусловлено удачным сочетанием таких свойств, как высокие температуры плавления, коэффициенты излучения и теплопроводности компонентов, относительно высокая стойкость материалов к окислению в потоках воздуха (в том числе содержащих атомарный кислород) и неплохие для керамики механические свойства. Тем не менее прочностные характеристики, особенно трещиностойкость UHTC, недостаточны для решения прикладных задач. Поэтому в настоящее время осуществляются обширные исследования влияния на целевые свойства получаемой керамики различных добавок: тугоплавких карбидов [17–21], силицидов [12, 22], нитридов металлов [23–25]. Кроме того, в последние годы большое внимание уделяется модифицированию UHTC металлами: хромом [26], никелем [27], ванадием [28], титаном [13, 29–31], алюминием [32] и др. Особенно плодотворным оказалось модифицирование различными формами углерода, прежде всего углеродными нанотрубками [33–35] и графеном [36–39]. Идея армирования керамики ZrB2(HfB2)–SiC углеродными волокнами для повышения ее вязкости разрушения [40–42] постепенно трансформируется в разработку технологий создания керамоматричных композитов с боридно-карбидной матрицей [43–47].

Комплекс положительных свойств UHTC на основе ZrB2(HfB2)–SiC делает их перспективными и для создания керамических деталей для двигательных установок [48, 49].

Оптические свойства и высокая теплопроводность боридов циркония и гафния позволяют рассматривать керамику на их основе в качестве материалов, поглощающих солнечную энергию [50–54]. Повышенная электропроводность таких материалов, в том числе при повышенных температурах, делает их довольно перспективными для создания керамических топливных элементов [55, 56]. Эти области применения требуют от материалов достаточно высокой пористости [50–56].

Общеизвестно, что пористость негативно влияет как на механические характеристики керамики, так и на ее стойкость к окислению. Тем не менее во многих работах сделаны попытки повысить стойкость к тепловому удару и вязкость разрушения путем формирования контролируемой пористости [57–64]. Так, в работах [60–62] показано, что данные показатели не всегда линейно возрастают по мере повышения пористости, большое значение имеет распределение пор по размерам и метод изготовления. При этом уменьшение размера пор позволяет значительно повысить остаточную прочность.

Для плотной керамики ZrB2(HfB2)–SiC известно, что остаточную прочность можно повысить в результате предварительного поверхностного окисления [63, 64]. Аналогичные исследования выполнены для пористых материалов в [65]: образцы состава ZrB2–SiC с различной пористостью окислены на воздухе при температуре 1200°С и далее изучена их остаточная прочность после закаливания с температур 325–725°С в водяной бане (25°С). Установлено [65], что ΔTc пористых образцов после окисления превышает таковую для неокисленных образцов, что соответствует общим представлениям. Однако существует обратная зависимость ΔTc образцов после окисления от их исходной пористости, что авторы связывают с большей глубиной окисления, характерной для образцов с большей пористостью.

Возможно, эту проблему могло бы решить описанное в [66] поверхностное окисление лазером пористого материала состава ZrB2–39 мол. % α-SiC, изготовленного методом свободного спекания при температуре 1900°С (2.5 ч). Авторы показали, что лазерная обработка поверхности приводит к формированию сплошного и однородного стекловидного слоя толщиной ∼8 мкм, который может выполнять защитные функции при окислении пористых материалов.

Таким образом, можно сделать вывод, что изучение стойкости к окислению пористых керамических материалов на основе диборидов циркония или гафния, допированных карбидом кремния, является весьма актуальной и практически значимой задачей, поскольку дает возможность оценить их применимость в предполагаемых условиях эксплуатации. Несмотря на большое количество работ [3, 26, 67–71], в которых описано термическое поведение UHTC состава ZrB2(HfB2)–SiC в статическом воздухе, высокоскоростной аэродинамический нагрев более корректно моделируется с использованием кислородно-ацетиленовых горелок, а также в электродуговых установках, индукционных плазмотронах или в камере гиперзвукового прямоточного воздушно-реактивного двигателя [2, 5–8, 15, 16, 43, 45, 46, 72–77].

Целью настоящей работы является изучение воздействия сверхзвукового потока диссоциированного воздуха на пористый ультравысокотемпературный керамический материал HfB2–SiC с повышенным содержанием карбида кремния.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Ультравысокотемпературный керамический материал HfB2–65 об. % SiC изготавливали с помощью пресса горячего прессования Thermal Technology Inc. (модель HP20-3560-20) путем реакционного спекания композиционного порошка HfB2–(SiO2–C) [15, 16, 69, 73–75]. Горячее прессование осуществляли при температуре 1800°С (время выдержки 15 мин) со скоростью нагрева 10 град/мин при одноосном давлении 30 МПа.

Эксперимент по воздействию сверхзвуковой струи диссоциированного воздуха на поверхность пористого образца проводили на 100-киловаттном высокочастотном индукционном плазмотроне ВГУ-4. Образец вводили в струю плазмы при минимальной мощности анодного питания плазмотрона (N) 30 кВт. Затем проводили ступенчатое увеличение N от 30 до 60 кВт с шагом 10 кВт, длительность выдержки на каждой ступени при N = = 30–60 кВт составляла 3 мин. Далее мощность увеличивали до N = 67 кВт (длительность выдержки 1.5 мин), а при N = 70 кВт образец выдерживали до завершения эксперимента. Суммарное время воздействия составляло 37 мин. В эксперименте использовали звуковое сопло диаметром выходного сечения 30 мм. Расстояние от сопла до образца составляло 25 мм, расход воздуха – 3.6 г/с, давление в камере – 13–14 гПа. Для определения усредненной температуры поверхности образца использовали пирометр Mikron M-770S в режиме пирометра спектрального отношения (температурный интервал 1000–3000°C, диаметр области визирования ∼5 мм). Для регистрации распределения температуры по поверхности образца использовали термовизор Тандем VS-415U: измерения проводили при установленном значении спектрального коэффициента излучения ε на длине волны 0.9 мкм, равном 0.65 [8, 15, 16, 73–76].

Рентгенофазовый анализ (РФА) образцов до и после воздействия потока диссоциированного воздуха выполняли на дифрактометре Bruker D8 Advance (CuKα-излучение, разрешение 0.02°).

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.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В результате реакционного горячего прессования композиционного порошка HfB2–(SiO2–C), синтезированного золь-гель методом [69, 78], получен пористый керамический материал, содержащий нанокристаллический карбид кремния. Средний размер кристаллитов, оцененный по методу Шеррера, составил 60 ± 2 нм. Плотность образцов равна 3.93 г/см3, что соответствует 65.5% от теоретического значения, рассчитанного аддитивным методом (где плотность HfB2 принята равной 11.2 г/см3 [79], а SiC – 3.2 г/см3 [80]).

РФА (рис. 1, кривая 1) показал, что примесных кристаллических фаз (непрореагировавшего SiO2, побочного продукта карботермического синтеза – ZrC или продукта окисления диборида гафния – HfO2) в образце не найдено, присутствуют исключительно фазы гексагонального HfB2 [81] и кубического SiC [82].

Рис. 1.

Рентгенограммы поверхности образца HfB2–65 об. % SiC до (1) и после (2) воздействия сверхзвукового потока диссоциированного воздуха.

Полноту превращения оксида кремния в карбид непосредственно при горячем прессовании композиционного порошка HfB2–(SiO2–C) подтверждают и данные ИК-спектроскопии диффузионного отражения. В частности, после синтеза исчезла интенсивная и широкая полоса поглощения в интервале волновых чисел 950–1200 см–1, отвечающая валентным колебаниям группы Si–O, и появилась полоса поглощения при 700–900 см–1, характерная для ν(Si–C).

Растровая электронная микроскопия подтвердила равномерность взаимного распределения зерен HfB2 и синтезированного SiC.

Для in situ исследования окисления полученного керамического материала состава HfB2–30 об. % SiC сверхзвуковым потоком диссоциированного воздуха образец закрепляли в составную медную модель [15, 16, 73–76]. Оправка, в которую непосредственно помещали образец, вдвигается по скользящей посадке в водоохлаждаемую державку. Тепловой контакт торцевой поверхности деталей модели обеспечивался подпружиниванием стяжной шпильки, контактные поверхности были смазаны термопастой для улучшения теплоотдачи от оправки к водоохлаждаемой державке. С целью предотвращения контакта образца с медной оправкой и уменьшения передачи тепла образец устанавливали с выступом ∼1 мм относительно лицевой поверхности модели с использованием трех жгутиков из ваты на основе вискеров SiC.

Ввод образца в струю диссоциированного воздуха проводили при мощности анодного питания плазмотрона 30 кВт, которую далее ступенчато повышали до 70 кВт. Конкретные значения параметров воздействия и средней температуры поверхности образцов, определенной с применением пирометра спектрального отношения, приведены в табл. 1 и на рис. 2.

Таблица 1.  

Изменение средней температуры поверхности образца HfB2–65 об. % SiC в окрестности критической точки (пирометр спектрального отношения, t) в зависимости от времени воздействия и параметров процесса: мощности анодного питания (N) и давления в камере плазмотрона (pch = 13 ± 1 гПа), а также соответствующие значения теплового потока1 (q)

Время, мин N, кВт q, Вт/см2 t, °С
0→3 30 363 1408→1405
3→6 40 484 1515
6 50 598 1640
8 50 598 1740
9→9.5 60 691 1770→2625
10 60 691 2590
12→13.5 67 760 2615→2600
13.5→15 70 779 2620→2605
20 70 779 2585
25 70 779 2570
30 70 779 2570
35 70 779 2560
37 70 779 2560

1 Тепловые потоки к водоохлаждаемому медному калориметру были определены в отдельных экспериментах, описанных в [83].

Рис. 2.

Изменение средней температуры поверхности пористого образца HfB2–65 об. % SiC в зависимости от времени воздействия и параметров воздействия – мощности анодного питания N и давления в камере плазмотрона pch.

Из табл. 1 и рис. 2 видно, что уже при мощности анодного питания плазмотрона 40 кВт (3–6 мин испытания, q = 484 Вт/см2) наблюдается тенденция к небольшому приросту температуры поверхности по мере воздействия. Существенно более заметна данная тенденция на второй ступени, когда за 3 мин средняя температура поверхности повысилась на 130°С от 1640 до 1770°С. При переходе же к N = 60 кВт (q = 691 Вт/см2) менее чем за одну минуту происходит резкий рост средней температуры поверхности до 2625°С. Дальнейшее повышение мощности анодного питания плазмотрона до 67 и 70 кВт приводило лишь к незначительному увеличению температуры поверхности образца с последующим снижением ее до стабилизированного во времени значения 2570–2600°С.

Для более детального изучения процессов, протекающих на поверхности и в приповерхностных слоях материала, которые приводят к описанному изменению средней температуры, с использованием термовизора определено распределение температуры поверхности на различных этапах эксперимента (рис. 3, 4). Установлено, что, как это было показано в работах [15, 16, 74], под воздействием сверхзвукового потока, в отличие от дозвукового, даже при относительно невысоких тепловых потоках (363–598 Вт/см2) не наблюдается равномерного распределения температур по всей поверхности окисляющегося образца. По мере повышения мощности анодного питания плазмотрона происходит формирование локальной области повышенных температур не на периферии образца, как это характерно для нагрева дозвуковым воздушным потоком, а в центральной области.

Рис. 3.

Распределение температуры по поверхности образца на различных стадиях воздействия сверхзвукового потока диссоциированного воздуха, а также вдоль диаметра, обозначенного черной прямой.

Рис. 4.

Изменение температуры поверхности образца в ходе воздействия в центре (точка 1, красная кривая) и на периферии образца (точка 2, синяя кривая).

Именно из центральной перегретой области начинается разрастание площади области высоких (>2000°C) температур (рис. 4, 5). Если на первых ступенях (N = 30–50 кВт) разница температур между точками в центре и на краю образца составляла ∼50°, то после резкого и очень быстрого (за 40 с) роста средней температуры эта разница уже составила 160–260°С (рис. 4).

Рис. 5.

Распределение температуры по поверхности образца в момент так называемого “скачка температур” (9–10 мин воздействия), а также вдоль диаметра, обозначенного черной прямой.

Необходимо отметить, что скорость нагрева всей поверхности образца от температуры 1750–1800 до 2600–2500°С очень высока даже по сравнению с таковой, наблюдавшейся при воздействии сверхзвукового потока на образцы HfB2–SiC, полученные аналогичным методом, но содержащие меньшее количество карбида кремния (30 об. %) и обладающие меньшей пористостью. На рис. 6 наложены начальные участки кривых изменения средней температуры поверхности (по данным пирометра спектрального отношения) для образца состава HfB2–65 об. % SiC (пористость 34.5%), изученного в настоящей работе, и для образцов состава HfB2–30 об. % SiC, несколько различающихся по пористости (10.8% [15] и 9.0% [16]). Изменение мощности анодного питания и давление в камере плазмотрона в пределах погрешности эксперимента во всех трех случаях совпадают. Видно, что резкий рост температуры от 1750–1800 до 2600–2700°С11 для более пористого образца, содержащего к тому же большее количество SiC, происходит при меньшем тепловом потоке, чем для более плотных образцов HfB2–30 об. % SiC (q = 691 Вт/см2 по сравнению с 779 Вт/см2 [15, 16]). При этом существуют различия и в поведении образцов одинакового состава (30 об. % SiC): длительность нагрева, необходимая для “скачка температуры поверхности” [84], больше для более плотного образца HfB2–30 об. % SiC (рис. 6).

Рис. 6.

Наложение начальных участков кривых изменения температуры поверхности под воздействием сверхзвукового потока диссоциированного воздуха (при аналогичных значениях теплового потока) для образца HfB2–65 об. % SiC и образцов HfB2–30 об. % SiC, несколько различающихся по пористости [15, 16].

Кроме того, значительно различаются и скорости нагрева поверхности от температур 1770–1820 до 2600–2700°С: для наиболее плотного образца HfB2–30 об. % SiC (пористость 9.0% [16]) она составляет ∼9 град/с, для образца аналогичного состава, но имеющего пористость 10.8% [15], – ∼11 град/с, а для рассмотренного в настоящей работе пористого образца HfB2–65 об. % SiC (пористость 34.5%) скорость больше практически в два раза – 21 град/с. Таким образом, помимо состава ультравысокотемпературного керамического материала на условия и скорость испарения с поверхности силикатного стекла существенно влияет их пористость.

Несмотря на более интенсивное окисление пористого образца HfB2–SiC, содержащего повышенное количество карбида кремния – 65 об. %, он выдержал 37-минутное воздействие сверхзвукового потока диссоциированного воздуха без разрушения. После отключения нагрева не наблюдалось растрескивания образца от теплового удара при резком охлаждении.

Суммарная потеря массы образца после 37 мин воздействия составила 8.6%, что существенно превышает значения Δm для более плотных образцов HfB2–30 об. % SiC, изученных в [15, 16] (2.6–3%). Увеличение толщины цилиндрического образца HfB2–65 об. % SiC после окисления составило ∼3%.

Рентгенофазовый анализ (рис. 1, кривая 2) свидетельствует о том, что основным кристаллическим продуктом окисления является моноклинный оксид гафния.

Растровая электронная микроскопия (рис. 7) показала, что при окислении сформировалась типичная пористая керамическая структура, которая в данном случае являлась более объемной. Микроструктура центральной и периферийной областей схожа, однако на краях образца на поверхности присутствуют следы силикатного стекла. По результатам энергодисперсионного анализа установлено, что в среднем n(Hf) : n(Si) = 1 : 14.5, т.е. преимущественно на поверхности находится оксид гафния, как это наблюдалось для большинства образцов, длительное время нагретых до температур 2500–2700°С [8, 15, 16, 74–76, 83].

Рис. 7.

Микроструктура окисленной поверхности образца HfB2–65 об. % SiC в центральной и периферийной областях.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Для полученного методом реакционного горячего прессования пористого керамического материала HfB2–65 об. % SiC изучены особенности окисления сверхзвуковым потоком диссоциированного воздуха с использованием высокочастотного индукционного плазмотрона.

Установлено, что основные этапы окисления соответствуют описанным ранее для ультравысокотемпературной боридно-карбидной керамики:

1) поверхностное окисление HfB2 и SiC;

2) формирование защитного расплавленного силикатного слоя на поверхности;

3) дальнейшее окисление керамики HfB2–SiC в объеме кислородом, диффундировавшим через слой силикатного стекла (для карбида кремния окисление по активному механизму с образованием газообразного SiO);

4) достижение при некоторых условиях эксперимента (сочетание значений теплового потока, давления в камере плазмотрона и длительности воздействия) температуры поверхности ∼1750–1850°C;

5) испарение с поверхности расплава силикатного стекла, после чего на поверхности появляется пористый высококаталитичный и малотеплопроводный диоксид гафния; на данном этапе происходит “скачок температуры” до значений ∼2500–2700°C;

6) стабилизация температуры поверхности и некоторого (относительно невысокого) содержания оксидов кремния и бора в газовой фазе в пограничном слое над образцом. Это свидетельствует о том, что локализованный в более глубоких областях материала слой боросиликатного стекла продолжает выполнять свою защитную функцию и не позволяет произойти полному окислению образца, несмотря на его высокую пористость (34.5%).

Тем не менее отмечено, что резкий рост температуры от 1770–1800°С до ∼2600°C для пористого образца HfB2–65 об. % SiC происходит при меньшем тепловом потоке и меньшей общей длительности воздействия сверхзвукового потока диссоциированного воздуха, чем это наблюдалось ранее для образцов состава HfB2–30 об. % SiC, обладающих пористостью 9–11% [15, 16] и полученных аналогичным методом. Помимо этого в настоящей работе наблюдалась более высокая скорость установления температуры порядка 2600°С на всей поверхности образца (за ∼40 с).

Обобщая полученные данные, можно сделать закономерный вывод о существенно меньшей стойкости к окислению пористых материалов HfB2–SiC, содержащих повышенное количество (65 об. %) карбида кремния. Однако, несмотря на это, образец выдержал без разрушения и полного окисления длительное воздействие сверхзвукового потока диссоциированного воздуха в течение 37 мин, из которых в течение 27 мин температура поверхности составляла 2560–2620°C.

Список литературы

  1. 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

  2. Savino R., Criscuolo L., Di Martino G.D., Mungiguerra S. // J. Eur. Ceram. Soc. 2018. V. 38. № 8. P. 2937. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2017.12.043

  3. Cissel K.S., Opila E. // J. Am. Ceram. Soc. 2018. V. 101. № 4. P. 1765. https://doi.org/10.1111/jace.15298

  4. Parthasarathy T.A., Petry M.D., Cinibulk M.K. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2013. V. 96. № 3. P. 907. https://doi.org/10.1111/jace.12180

  5. Jin X., He R., Zhang X., Hu P. // J. Alloys Compd. 2013. V. 566. P. 125. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.03.067

  6. Silvestroni L., Mungiguerra S., Sciti D. et al. // Corros. Sci. 2019. V. 159. № 108125. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.108125

  7. Monteverde F., Savino R., De Stefano Fumo M., Di Maso A. // J. Eur. Ceram. Soc. 2010. V. 30. P. 2313. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2010.01.029

  8. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 4. P. 421. https://doi.org/10.1134/S0036023618040186

  9. Lv H., Dong H., Wang Z., Meng X. // Adv. Mater. Res. 2011. V. 211–212 (Pt. 1). P. 270. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.211-212.270

  10. Squire T.H., Marschall J. // J. Eur. Ceram. Soc. 2010. V. 30. P. 2239. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2010.01.026

  11. Eakins E., Jayaseelan D.D., Lee W.E. // Metall. Mater. Trans. A. 2011. V. 42a. P. 878. https://doi.org/10.1007/s11661-010-0540-8

  12. 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

  13. Gopinath N.K., Jagadeesh G., Basu B. // J. Am. Ceram. Soc. 2019. V. 102. № 11. P. 6925. https://doi.org/10.1111/jace.16548

  14. Li N., Hu P., Xing P.F., Ke B. // IOP Conf. Series: Mater. Sci. Eng. 2019. V. 479. Art. № 012067. https://doi.org/10.1088/1757-899X/479/1/012067

  15. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // J. Sol-Gel Sci. Technol. 2019. V. 92. № 2. P. 386. https://doi.org/10.1007/s10971-019-05029-9

  16. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2019. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.11.023

  17. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 14. https://doi.org/10.1134/S0036023619140079

  18. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Lysenkov A.S. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2020. V. 65. № 3. https://doi.org/10.31857/S0044457X20030149

  19. Ghassemi Kakroudi M., Dehghanzadeh Alvari M., Shahedi Asl M. et al. // Ceramics International. in print. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.10.093

  20. 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

  21. Nesmelov D.D., Shabalkin I.D., Lysenkov A.S., Ordan’yan S.S. // Refract. Industr. Ceram. 2019. V. 59. № 5. P. 514. https://doi.org/10.1007/s11148-019-00264-7

  22. 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

  23. Thimmappa S.K., Golla B.R., Bhanu P.V. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45 (7_Part_A). P. 9061. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.01.243

  24. Nasiri Z., Mashhadi M. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2019. V. 78. P. 186. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2018.09.009

  25. Pham D., Dycus J.H., LeBeau J.M. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2019. V. 102. № 2. P. 757. https://doi.org/10.1111/jace.15911

  26. 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

  27. Yan X., Jin X., Li P. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 16 707. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.05.151

  28. Nayebi B., Ahmadi Z., Shahedi Asl M. et al. // J. Alloys Compd. 2019. V. 805. P. 725. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.07.117

  29. Ghasali E., Shahedi Asl M. // Ceram. Int. 2018. V. 44. № 15. P. 18078. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.07.011

  30. Purwar A., Thiruvenkatam V., Basu B. // J. Am. Ceram. Soc. 2017. V. 100. № 10. P. 4860. https://doi.org/10.1111/jace.15001

  31. Purwar A., Mukherjee R., Ravikumar K. et al. // J. Ceram. Soc. Jpn. 2016. V. 124. № 4. P. 393. https://doi.org/10.2109/jcersj2.15260

  32. Mohammadpour B., Ahmadi Z., Shokouhimehr M., Shahedi Asl M. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 4262. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.11.098

  33. 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

  34. Nisar A., Khan M.M., Balani K. // Ceram. Int. 2019. V. 45. № 5. P. 6198. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.12.097

  35. Shahedi Asl M., Farahbakhsh I., Nayebi B. // Ceram. Int. 2016. V. 42. № 1_Part_B. P. 1950. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.09.165

  36. Cheng Y., Lyu Y., Zhou S. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. № 3. P. 4113. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.10.250

  37. Cheng Y., Yang L., Han W. et al. // J. Am. Ceram. Soc. 2019. V. 102. № 4. P. 2041. https://doi.org/10.1111/jace.16068

  38. Zhang B., Cheng L., Lu Y., Zhang Q. // Carbon. 2018. V. 139. P. 1020. https://doi.org/10.1016/j.carbon.2018.07.067

  39. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 14. P. 1772. https://doi.org/10.1134/S003602361814005X

  40. Gui K., Hu P., Hong W. et al. // J. Alloys Compd. 2017. V. 706. P. 16. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2017.02.227

  41. Balak Z., Azizieh M., Kafashan H. et al. // Mater. Chem. Phys. 2017. V. 196. P. 333. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2017.04.062

  42. Fang C., Hu P., Dong S. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2019. V. 39. № 9. P. 2805. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.03.038

  43. Zhang J.-P., Qu J.-L., Fu Q.-G. // Corros. Sci. 2019. V. 151. P. 87. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.02.015

  44. Binner J., Porter M., Baker B. et al. // Int. Mater. Rev. 2019. 56 p. https://doi.org/10.1080/09506608.2019.1652006

  45. Mungiguerra S., Di Martino G.D., Cecere A. et al. // Corros. Sci. 2019. V. 149. P. 18. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2018.12.039

  46. Silvestroni L., Vinci A., Failla S. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2019. V. 39. P. 2771. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.03.031

  47. Arai Y., Inoue R., Goto K., Kogo Y. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 14481. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.05.065

  48. Sadegh Moghanlou F., Vajdi M., Motallebzadeh A. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. P. 17742. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.05.344

  49. Xie W., Peng Z., Meng S. et al. // Compos. Pt A Appl. Sci. Manuf. 2017. V. 99. P. 157. https://doi.org/10.1016/j.compositesa.2017.03.034

  50. Silvestroni L., Sciti D., Zoli L. et al. // Renew. Energy. 2019. V. 133. P. 1267. https://doi.org/10.1016/j.renene.2018.08.036

  51. Sani E., Mercatelli L., Meucci M. et al. // Condensed Matter. arXiv.org. 2018. 14 p. https://doi.org/10.1016/j.renene.2016.01.068

  52. Musa C., Licheri R., Orru R. et al. // Solar Energy. 2018. V. 169. P. 111. https://doi.org/10.1016/j.solener.2018.04.036

  53. Sani E., Mercatelli L., Sans J.-L. et al. // Opt. Mater. 2013. V. 36. P. 163. https://doi.org/10.1016/j.optmat.2013.08.020

  54. Sani E., Landi E., Sciti D., Medri V. // Sol. Energy Mater. Sol. Cells. 2016. V. 144. P. 608. https://doi.org/10.1016/j.solmat.2015.09.068

  55. Lonne Q., Glandut N., Lefort P. // J. Eur. Ceram. Soc. 2012. V. 32. № 4. P. 955. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2011.10.027

  56. Mahmod D.S.A., Khan A.A., Munot M.A. et al. // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. 2016. V. 146. P. 012002/1-012002/7. https://doi.org/10.1088/1757-899X/146/1/012002

  57. Du J., Zhang X., Hong C., Han W. // Ceram. Int. 2013. V. 39. № 2. P. 953. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2012.07.012

  58. Zhao B., Jiang Y., Yang B. et al. // Mater. Res. Bull. 2014. V. 51. P. 19. https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2013.11.053

  59. Qi Y., Chen G., Cheng Y. et al. // J. Ceram. Soc. Jpn. 2019. V. 127. № 7. P. 469. https://doi.org/10.2109/jcersj2.18207

  60. Jin X., Zhang X., Han J. et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2013. V. 588. P. 175. https://doi.org/10.1016/j.msea.2013.09.046

  61. Jin X., Dong L., Xu H. et al. // Ceram. Int. 2016. V. 42. № 7. P. 9051. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.02.164

  62. Jin X., Dong L., Li Q. et al. // Ceram. Int. 2016. V. 42. № 11. P. 13 309. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.05.040

  63. Wu Z., Wang Z., Shi G., Sheng J. // Compos. Sci. Technol. 2011. V. 71. № 12. P. 1501. https://doi.org/10.1016/j.compscitech.2011.06.008

  64. Wang Z., Zhou P., Wu Z. // Corros. Sci. 2015. V. 98. P. 233. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2015.05.035

  65. Jin X., Chen L., Dong L. et al. // Adv. Appl. Ceram. 2019. in print. https://doi.org/10.1080/17436753.2019.1678854

  66. Mahmod D.S.A., Glandut N., Khan A.A., Labbe J.-C. // Appl. Surf. Sci. 2015. V. 357 (Part_B). P. 1982. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2015.09.164

  67. Feng X., Wang X., Liu Y. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2018. V. 38. P. 5311. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2018.07.041

  68. Silvestroni L., Failla S., Neshpor I., Grigoriev O. // J. Eur. Ceram. Soc. 2018. V. 38. P. 2467. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2018.01.025

  69. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Papynov E.K. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 1. P. 1. https://doi.org/10.1134/S0036023618010187

  70. Grigoriev O.N., Panasyuk A.D., Podchernyaeva I.A. et al. // Powder Metall. Met. Ceram. 2018. V. 57. P. 71. https://doi.org/10.1007/s11106-018-9956-2

  71. Opeka M.M., Talmy I.G., Zaykoski J.A. // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. P. 5887. https://doi.org/10.1023/B:JMSC.0000041686.21788.77

  72. Monteverde F., Cecere A., Savino R. // J. Eur. Ceram. Soc. 2017. V. 37. P. 2325. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2017.01.018

  73. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 11. P. 1484. https://doi.org/10.1134/S0036023618110177

  74. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 13. https://doi.org/10.1134/S0036023619130084

  75. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2018. V. 63. № 10. P. 1345. https://doi.org/10.1134/S0036023618100170

  76. Sevastyanov V.G., Simonenko E.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2014. V. 59. № 12. P. 1361. https://doi.org/10.1134/S0036023614120250

  77. Xie W., Peng Z., Jin H. et al. // J. Wuhan Univ. Technol. Sci. Ed. 2018. V. 33. P. 375. https://doi.org/10.1007/s11595-018-1832-9

  78. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2016. V. 61. № 12. P. 1483. https://doi.org/10.1134/S0036023616120172

  79. Wong-Ng W., Hubbard C.R. // Powder Diffr. 1987. V. 2. P. 242. https://doi.org/10.1017/S0885715600012884

  80. Kawamura T. // Mineral J. 1965. V. 4. P. 333. https://doi.org/10.2465/minerj1953.4.333

  81. Holleck H. // J. Nucl. Mater. 1967. V. 21. P. 14. https://doi.org/10.1016/0022-3115(67)90724-6

  82. Burdick C.L., Owen E.A. // J. Am. Chem. Soc. 1918. V. 40. P. 1749. https://doi.org/10.1021/ja02245a001

  83. Simonenko E.P., Gordeev A.N., Simonenko N.P. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2016. V. 61. № 10. P. 1203. https://doi.org/10.1134/S003602361610017X

  84. Marschall J., Pejakovic D., Fahrenholtz W.G. et al. // J. Thermophys. Heat Transf. 2012. V. 26. P. 559. https://doi.org/10.2514/1.T3798

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал неорганической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал