Журнал неорганической химии, 2021, T. 66, № 5, стр. 575-584

Реакционное искровое плазменное спекание SiC и SiC-HfB2 керамики на основе природного возобновляемого сырья

Н. П. Шапкин a*, Е. К. Папынов ab, О. О. Шичалин ab, И. Ю. Буравлев ab, Е. П. Симоненко c, Н. П. Симоненко c, А. П. Завъялов d, А. А. Белов ab, А. С. Портнягин ab, А. В. Герасименко b, А. Н. Драньков ab

a Дальневосточный федеральный университет
690090 Владивосток, ул. Суханова, 8, Россия

b Институт химии ДВО РАН
690022 Владивосток, пр-т 100-летия Владивостока, 159, Россия

c Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова РАН
119071 Москва, Ленинский пр-т, 31, Россия

d Институт химии твердого тела и механохимии СО РАН
630128 Новосибирск, ул. Кутателадзе, 18, Россия

* E-mail: papynov@mail.ru

Поступила в редакцию 25.11.2020
После доработки 03.12.2020
Принята к публикации 08.12.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Представлен оригинальный способ получения керамического материала на основе карбида кремния (SiC) и его композитной формы с добавкой диборида гафния (SiC-HfB2) из органического сырья природного происхождения. Оригинальность способа заключается в реакционном искровом плазменном спекании порошковой шихты на основе продукта термоокислительной обработки рисовой шелухи (РШ). Формирование керамического изделия на основе SiC обеспечивается за счет реакции in situ взаимодействия в системе SiO2-C, составляющей основу РШ, которое инициируется искровым плазменным разогревом. Отражены основные результаты исследования фазового образования и структурного формирования керамики, полученные с применением методов рентгенофазового анализа, спектроскопии комбинационного рассеяния и растровой электронной микроскопии, а также представлены физико-механические свойства керамических материалов. Показано влияние пропорции компонентов SiC : HfB2 на плотность, твердость и однородность в микроструктурной организации керамического композита SiC-HfB2. Нетрадиционный способ представляет очевидную перспективу эффективного и рентабельного подхода в получении качественной керамики SiC и ее высокотемпературных композитов SiC-HfB2 широкого практического назначения.

Ключевые слова: керамика, композиты, карбид кремния, диборид гафния, рисовая шелуха, реакционное спекание

ВВЕДЕНИЕ

Керамика на основе карбида кремния (SiC) чрезвычайно важна в промышленности благодаря уникальному сочетанию таких превосходных свойств, как механическая прочность, химическая устойчивость, теплопроводность, низкий коэффициент теплового расширения и стойкость к тепловому удару. Пористая керамика SiC является перспективной для высокотемпературных конструкционных материалов, акустических и тепловых изоляторов, каталитических подложек, абразивного и режущего инструмента и др. [13]. Высоко востребованными являются сорбционные фильтры, разделительные мембраны, сажевые фильтры с сотовыми структурами, фильтры горячего газа и расплавленного металла, которые обеспечивают разделительные процессы в технологиях очистки газов, расплавов и жидкостей от различных примесей [1, 4, 5]. Композитные формы карбидокремниевой керамики в составе с боридами, карбидами, нитридами и оксидами высокотугоплавких металлов, как, например, гафний (Hf), относятся к классу сверхвысокотемпературной керамики (UHTC), которая чрезвычайно востребована авиационной промышленностью из-за способности выдерживать аэродинамический нагрев на воздухе до температур ≥2000–2500°С ввиду термической устойчивости к окислению (в том числе воздействию атомарного кислорода), высокой теплопроводности и механической прочности и др. [69]. Данные композиты также очень востребованы в ядерной энергетике, включая область термоядерного синтеза, где они составляют конструкционную основу химически инертных реакторных материалов и новых форм безопасных матриц для иммобилизации высокоэнергетических радионуклидов с высокой устойчивостью к нейтронному облучению и радиационному воздействию, в том числе в условиях высоких температур [1012].

Производство SiC керамики и композитов на ее основе привлекает внимание исследователей из-за сложностей реализации традиционных технологий, обусловленных жесткими температурными и временными режимами процессов [1, 5]. Наряду с этим ученые активно исследуют и предлагают новые современные технологические решения с высоким прикладным потенциалом. Так, например, активно изучаются возможности технологии искрового плазменного спекания (ИПС) [1319] для получения высококачественных SiC керамик и ее сложных композитов спеканием электроимпульсным током под давлением, что продемонстрировано коллективом ученых из ИОНХ им. Н.С. Курнакова РАН [2024]. Кроме того, обращают на себя внимание существующие модификации ИПС-процесса, к которым относится реакционное искровое плазменное спекание (Р-ИПС), реализуемое посредством химического взаимодействия компонентов спекаемой смеси с образованием соединений, отличных от исходных компонентов [2532]. Этот способ был успешно применен ранее для синтеза SiC керамики [33] и зарекомендовал себя как перспективный с очевидными технологическими преимуществами перед традиционным спеканием. Особенностью данного способа являлось использование синтетического аморфного продукта системы SiO2-C, что позволило значительно снизить температуру спекания, стабилизировать рост зерна и сформировать пористый керамический каркас на основе SiC [33].

В настоящем исследовании предлагается расширить возможности указанного Р-ИПС способа получения SiC керамики за счет использования в качестве сырья природного продукта сельскохозяйственного производства – рисовой шелухи (РШ). Целесообразность использования РШ для синтеза SiC представлена в ряде исследований [34, 35], однако информация о получении чистой SiC керамики из РШ в литературе представлена ограниченно [36]. Это связано со сложностью достижения требуемой степени химического взаимодействия основных компонентов РШ для образования SiC при использовании традиционных методов получения керамических материалов. Сведения о применении для этой цели способа Р-ИПС в литературе полностью отсутствуют. В связи с этим целью настоящего исследования являлось изучение возможности реакционного синтеза SiC керамики в условиях искрового плазменного спекания по реакции in situ взаимодействия компонентов аморфной системы SiO2-C, нарабатываемой из рисовой шелухи, в том числе с добавкой тугоплавкого соединения диборида гафния (HfB2). Результаты исследования носят фундаментальный характер и расширяют научные знания в области изучения современных способов эффективного синтеза керамики с использованием природного возобновляемого сырья.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Методика синтеза. Получение SiC керамики проводили на основе рисовой шелухи, предварительно очищенной и обожженной при температуре 300°C в атмосфере воздуха в течение 1 ч в муфельной печи Nabertherm GmbH (Германия). Р-ИПС процесс осуществляли на установке Labox-625 Sinter Land Inc. LTD (Япония) по следующей схеме. Исходную шихту помещали в графитовую пресс-форму (внешний диаметр 30 мм, внутренний диаметр 15.5 мм, высота 30 мм), предварительно подпрессовывали 20.4 МПа, затем заготовку устанавливали в камеру спекания, вакуумировали (10–5 атм), разогревали до температуры 1700, 1750 и 1800°С со средней скоростью 100 град/мин, выдерживали при максимальной температуре 5 мин под постоянным давлением прессования 24.5 МПа, затем охлаждали до комнатной температуры в течение 30 мин. Полученные образцы имели цилиндрическую форму высотой 3 мм и диаметром 15.3 мм.

Для получения композитной керамики на основе SiC-HfB2 в исходную шихту добавляли порошок HfB2 в количестве 20 и 40 мас. % путем механохимического перемешивания на планетарной мельнице Pulverisette 5 Fritch (Германия) при 800 об/мин в течение 10 мин в один цикл. Р-ИПС консолидацию композитного порошка проводили аналогично методике, описанной выше, при температуре 1800°С со средней скоростью разогрева 100 град/мин, выдержкой при максимальной температуре 5 мин под постоянным давлением прессования 24.5 МПа и охлаждением до комнатной температуры в течение 30 мин.

Методы исследования. Гранулометрический состав определяли на анализаторе частиц Morphology G3-ID Malvern Instruments Ltd. (Великобритания). Определение химического состава исходной шихты и полученной керамики проводили методом мокрого сожжения и золения. Идентификацию фазового состава образцов осуществляли методом рентгенофазового анализа (РФА) на многоцелевом рентгеновском дифрактометре D8 Advance Bruker (Германия). Для расшифровки результатов РФА использовали базу данных Powder Diffraction FileTM (Soorya N Kabekkodu, 2007): № 01-073-1665 – Moissanite-3C, syn-SiC – Cubic – a = 4.34900 Å; № 00-039-1425 – Cristobalite, syn-SiO2 – Tetragonal – a = b = 4.9320, c = 6.92360 Å; № 00-041-1487 – Graphite-2H,С – Hexagonal – a = b = 2.47040, c = 6.72040 Å; № 01-075-1049 – Hafnium Boron – HfB2 – Hexagonal – a = b = 3.14000, c = 3.47000 Å. Структурный анализ керамики проводили на оптическом микроскопе со спектрометром комбинационного рассеяния (КР) Morphologi G3SE-ID Malvern (Великобритания), растровую электронную микроскопию (РЭМ) – на приборе CrossBeam 1540 XB Carl Zeiss (Германия) с приставкой для энергодисперсионного спектрального (ЭДС) анализа Bruker (Германия).

Механическую прочность образцов цилиндрической формы определяли на разрывной машине Autograph AG-X plus 100 Shimadzu (Япония). Микротвердость (HV) по Виккерсу определяли при нагрузке 0.2 N на микротвердомере HMV-G-FA-D Shimadzu (Япония). Удельную плотность (ρуд) керамики измеряли гидростатическим взвешиванием на весах Adventurer TM OHAUS Corporation (США) в среде CCl4.

Относительную плотность (ρотн) керамических образцов рассчитывали по отношению к теоретической плотности (ρтеор) по формуле:

ρотн (%) = (ρудтеор) × 100%.

Расчет относительной плотности от теоретической образцов керамики композитного состава проводили по формуле (ρотн):

${{\rho }_{{{\text{отн}}}}}\left( \% \right) = {{100} \mathord{\left/ {\vphantom {{100} {\left( {\frac{{{{\omega }_{1}}}}{{{{\rho }_{1}}}} + \frac{{{{\omega }_{2}}}}{{{{\rho }_{2}}}}} \right)}}} \right. \kern-0em} {\left( {\frac{{{{\omega }_{1}}}}{{{{\rho }_{1}}}} + \frac{{{{\omega }_{2}}}}{{{{\rho }_{2}}}}} \right)}},$
где ω и ρ – массовая доля и теоретическая плотность компонента соответственно.

Для расчета пористости образцов использовали формулу:

${\text{Пористость\;}}\left( {\text{\% }} \right){\text{\; = \;100\;}}--{\text{\;}}{{{{\rho }}}_{{{\text{отн}}}}}.$

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В качестве исходного сырья для получения керамических образцов на основе SiC использовали продукт термоокислительного прокаливания РШ в виде аморфной смеси SiO2-C, в том числе с добавкой HfB2. По данным гранулометрического анализа, исходный порошок SiO2-C характеризуется широким фракционным составом частиц крупного размера от 1 до 500 мкм (рис. 1а), которые имеют макропористую структуру (рис. 1а*). Товарный порошок HfB2 отличается более узким распределением частиц по размеру (1–10 мкм) с незначительной частью наноразмерной фракции до 0.2 мкм (рис. 1б). Средний размер частиц составляет 3 мкм, они не имеют четкой формы и формируются в агломераты (рис. 1б*). На гистограммах распределения смесей порошков SiO2-C и HfB2, приготовленных механическим перемешиванием, видно, что размер частиц представлен диапазонами 1–20 и 20–105 мкм (рис. 1в, 1г), которые соответствуют двум исходным порошкам, что подтверждается снимками РЭМ (рис. 1в*, 1г*). Очевидно, что исходный порошок SiO2-C подвергается измельчению при перемешивании в мельнице, и в результате размер его частиц изменяется в меньшую сторону.

Рис. 1.

Гранулометрический состав и РЭМ-изображения исходных порошков и их смесей: РШ после отжига (смесь SiO2-C) (а, а*); HfB2 (б, б*); смесь РШ с HfB2 в соотношении 5 : 1 (в, в*); смесь РШ с HfB2 в соотношении 5 : 2 (г, г*).

Химический анализ шихты, полученной после отжига РШ в атмосфере воздуха, выявил содержание кремния – 27.2 мас. %, углерода – 42.97 мас. %; согласно расчету, остальную часть составляет кислород – 29.83 мас. %. На основании этого молярное соотношение компонентов в шихте равно 0.519Si : O : 1.919С, что соответствует существованию основной массы оксида кремния в форме кремнезема SiO2, на 3.74% дефицитного по кислороду. Химический анализ образца керамики, полученной на основе данной шихты, выявил молярное соотношение кремния и углерода Si : 0.718C, что соответствует системе карбида кремния SiC с избытком углерода 0.718C. Данная концентрация компонентов шихты позволяет предположить следующую реакцию синтеза SiC в качестве основной:

(1)
${\text{Si}}{{{\text{O}}}_{{\text{2}}}}\,{\text{ + 3C}}\,{\text{ = }}\,{\text{SiC}}\,{\text{ + 2CO}}{\text{.}}$

Очевидно, что динамика протекания процессов химического взаимодействия в данной системе является сложной, что может приводить к избытку углерода в конечных продуктах даже при относительно равновесных условиях протекания настоящего взаимодействия [37]. В частности, при высоких температурах может наблюдаться разложение кремнезема по реакции:

(2)
${\text{Si}}{{{\text{O}}}_{{\text{2}}}} \to {\text{SiO}} + {\text{O}},$
где молекулярный кислород может успешно вступать в реакцию:

(3)
${\text{CO}} + {\text{O}} \to {\text{C}}{{{\text{O}}}_{2}} \uparrow .$

Из экспериментальных соотношений компонентов до и после спекания предположили, что реакция протекает следующим образом:

(4)
$\begin{gathered} {\text{Si}}{{{\text{O}}}_{{\text{2}}}} + 3.69{\text{4C}} \to {\text{SiC}} + {\text{0}}{\text{.718C}} + \\ + \,\,{\text{1}}{\text{.952CO}} \uparrow + {\text{ 0}}{\text{.024C}}{{{\text{O}}}_{{\text{2}}}} \uparrow . \\ \end{gathered} $

В этом случае очевиден избыток углерода по сравнению с уравнением (1), что вполне согласуется с данными [37].

По данным РФА (рис. 2а) установлено, что в составе исходной шихты на основе РШ присутствует только кремнезем, а углерод находится в рентгеноаморфном состоянии. В полученных керамических образцах после Р-ИПС процесса в диапазоне температур 1700–1800°С идентифицирована фаза SiC (рис. 2а), что однозначно указывает на инициацию и протекание реакции in situ взаимодействия по общему уравнению (1), а наличие отдельной фазы избыточного графита (С) подтверждает целесообразность реакции (4).

Рис. 2.

Дифрактограммы образцов исходного порошка и керамики на его основе, полученных Р-ИПС: а – керамика SiC, полученная при различной температуре; б – образцы керамики SiC-HfB2, полученные при 1800°С при разном соотношении компонентов SiO2-C: HfB2 = 5 : 1 и 5 : 2.

При Р-ИПС консолидации композитной смеси порошков реакционное in situ взаимодействие c образованием фазы SiC протекает аналогично описанному выше уравнению (1), при этом в составе керамики присутствует фаза HfB2 (рис. 2б).

Согласно данным спектроскопии КР керамических образцов SiC (рис. 3а), линии в области 790, 860 и 970 см–1 соответствуют TO- и LO-модам колебаний кристалла SiC. Полосы при 1305 и 1596 см–1 отвечают G- и D-полосам углерода, образованного при отжиге исходной рисовой шелухи. Высокая интенсивность G-полосы соответствует высокой дефектности углеродной фазы. С увеличением температуры спекания интенсивность полос SiC возрастает, в то время как интенсивность полос углерода убывает, свидетельствуя об увеличении степени прохождения твердофазной реакции между оксидом кремния и сажей из рисовой шелухи.

Рис. 3.

Спектры КР образцов керамики, полученных Р-ИПС: а – керамика SiC, полученная при различной температуре; б – керамика SiC-HfB2, полученная при 1800°С и соотношении исходных компонентов SiO2-C : HfB2 = 5 : 1; 5 : 2.

В спектрах КР образцов композитной керамики SiC-HfB2 выявлены только полосы SiC и углерода (рис. 3б), так как колебания решетки HfB2 в рамановском спектре не активны.

Морфология поверхности также указывает на неоднородность состава полученных образцов керамики (рис. 4). На микрофотографии поверхности керамики отчетливо видны области распределения SiC (светлые) и избыточного углерода (темные), что также подтверждают данные КР-спектроскопии (врезка на рис. 4).

Рис. 4.

Микрофотография поверхности керамики SiC, полученной Р-ИПС, и спектр КР темной и светлой областей на ее поверхности.

Результаты микроскопических исследований морфологии поверхности скола образца керамики указывают на то, что области SiC в ее объеме имеют зернистую структуру (рис. 5г). Плотноупакованная структура сформирована зернами размером около 1 мкм. Непрореагировавший углерод сформирован отдельными (иногда пористыми) агломератами (рис. 5б) размером ~50 мкм. На границе контакта свободного углерода и зерен SiC структура керамики более рыхлая, что указывает на низкую степень консолидации керамики в этой области (рис. 5в).

Рис. 5.

РЭМ-изображения поверхности образца керамики SiC, полученного Р-ИПС при температуре 1800°С: а – поверхность поперечного среза; б – область углерода; в – область контакта зерна SiC с углеродом; г – область сформированного SiC.

По данным РЭМ, структура композитных образцов SiC-HfB2 более пористая (рис. 6) и присутствуют крупные области неагломерированных частиц, что обусловлено сложностью спекания порошка в присутствии высокотемпературной добавки HfB2. Размер зерна составляет 1–5 мкм. Отмечено наличие нескольких фаз в объеме керамики. Распределение HfB2 в составе образцов относительно равномерное, по данным ЭДС по отношению к Hf, количество которого возрастает при увеличении содержания добавки в составе образца (рис. 7).

Рис. 6.

РЭМ-изображения поверхности образцов композитной керамики SiC-HfB2, полученной Р-ИПС при 1800°С и различном соотношении исходных компонентов: SiO2-C : HfB2 = 5 : 1 (а, а*); 5 : 2 (б, б*).

Рис. 7.

ЭДС-анализ распределения элементов по поверхности образцов SiC-HfB2 композитной керамики, полученной Р-ИПС при 1800°С и различном соотношении исходных компонентов: SiO2-C : HfB2 = 5 : 1 (а); 5 : 2 (б).

Установлено, что физико-механические характеристики образцов керамики изменяются прямо пропорционально температуре Р-ИПС и повышаются с ее ростом (табл. 1). Максимальная величина предела прочности высокотемпературного образца SiC при сжатии составила 395 МПа при относительной плотности 97.4%. Относительно высокие характеристики свидетельствуют о формировании в образце цельного каркаса карбида кремния и существовании углерода именно в форме включений в общий объем, а также с учетом высокотемпературной добавки HfB2, которая обеспечивает повышение плотности и механической прочности образцов.

Таблица 1.  

Физико-механические характеристики образцов керамики, полученных способом Р-ИПС

Наименование образца tР-ИПС, °С ρуд, г/см3 ρотн, % σсж, МПа HV Пористость, %
1 SiC-1700 1700 2.54 89.6 306 41 10.3
2 SiC-1750 1750 2.61 92.1 335 47 7.9
3 SiC-1800 1800 2.76 97.4 395 54 2.6
4 SiC-HfB2 (5 : 1) 1800 3.15 94.9 469 145 5.1
5 SiC-HfB2 (5 : 2) 1800 3.51 87.7 528 171 12.3

Примечание. ρуд – удельная плотность; ρотн – относительная плотность, рассчитанная относительно теоретической плотности по формулам (1) и (2); σсж – прочность при сжатии; HV – микротвердость.

Согласно данным элементного анализа керамики SiC, представленным выше, молярное соотношение С : SiC в образце равно 0.718, массовая концентрация SiC составляет 82.3%. Учитывая теоретическую плотность SiC (3.217 г/см3) и плотность графита (1.5 г/см3), можно рассчитать плотность керамического композита SiC, которая равна 2.8328 г/см3. Это значение теоретической плотности учитывали при расчете относительной плотности полученных образцов SiC (табл. 1) по формуле (1). Относительную плотность керамических композитов SiC-HfB2 рассчитывали по формуле (2) с учетом величины теоретической плотности HfB2, равной 10.5 г/см3.

Расчетное значение пористости образцов керамики, полученное по формуле (3), не превышает 10.3% для SiC и 12.3% для композита SiC-HfB2 (табл. 1), которое в основном приходится на непрореагировавший углерод, представленный в виде пористых агломератов, как было выявлено на РЭМ-снимках (рис. 5).

Добавка HfB2 в состав спекаемой смеси РШ приводит к увеличению твердости синтезируемого материала в 4–5 раз (табл. 1, рис. 8). Изменение пропорции компонентов смеси в сторону увеличения концентрации HfB2 способствует повышению твердости образца. Это обусловлено повышением однородности в микроструктурной организации керамики SiC-HfB2, о чем свидетельствует снижение дисперсии в значениях микротвердости, представленной на диаграмме размаха (рис. 8, образцы 4 и 5), а также повышение плотности (табл. 1), в том числе подтвержденное РЭМ-изображениями (рис. 6в, 6г).

Рис. 8.

Дисперсия значений микротвердости керамических образцов, полученных Р-ИПС при различных температурах: 1 – 1700°С; 2 – 1750°С; 3 – 1800°С; 4 – SiO2-C : HfB2 = 5 : 1; 5 – SiO2-C : HfB2 = 5 : 2.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

По результатам исследования впервые реализован способ получения керамики SiC и композитов SiC-HfB2 путем реакционного искрового плазменного спекания на основе возобновляемого природного сырья – рисовой шелухи. С помощью РФА и КР-спектроскопии изучен процесс образования кристаллической фазы SiC в условиях искрового плазменного разогрева по реакции in situ взаимодействия компонентов системы SiO2-C, нарабатываемой из РШ термокислительной обработкой. Выявлено, что глубина химической реакции образования фазы SiC зависит от количества свободного углерода в системе SiO2-C. В ходе микроскопических исследований установлено, что неоднородность структуры керамики обусловлена избытком непрореагировавшего углерода, который формирует крупные пористые агломераты размером ~50 мкм в объеме организованных кристаллитов SiC со средним размером 1 мкм. Установлено, что SiC керамика, полученная при температуре 1800°С, имеет относительную плотность 97.4% и предел прочности при сжатии 395 МПа. Показано, что представленный способ обеспечивает формирование композитной керамики SiC-HfB2 с более высокими показателями плотности и механической прочности в пределах 87.7–94.9% и 528 МПа соответственно по сравнению с некомпозитными образцами (в зависимости от содержания добавки). Выявлено, что изменение пропорции компонентов в составе стартовой смеси в сторону увеличения HfB2 приводит к увеличению твердости композитной керамики SiC-HfB2 за счет повышения однородности в микроструктурной организации синтезируемого материала. Результаты подтверждают высокую перспективу эффективного и рентабельного получения керамических форм SiC, в том числе композитов на его основе, оригинальным способом Р-ИПС и указывают на необходимость дальнейшего широкого фундаментального исследования.

Список литературы

  1. Eom J.-H., Kim Y.-W., Raju S. // Integr. Med. Res. 2013. V. 1. № 3. P. 220. https://doi.org/10.1016/j.jascer.2013.07.003

  2. Simonenko E.P., Derbenev A.V., Simonenko N.P. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2017. V. 62. № 7. https://doi.org/10.1134/S0036023617070221

  3. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Zharkov M.A. et al. // J. Mater. Sci. 2014. V. 50. № 2. P. 733. https://doi.org/10.1007/s10853-014-8633-1

  4. Das D., Nijhuma K., Gabriel A.M. et al. // J. Eur. Ceram. Soc. 2020. V. 40. № 5. P. 2163. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2020.01.034

  5. Shcherban N.D. // J. Ind. Eng. Chem. 2017. V. 50. № 2016. P. 15. https://doi.org/10.1016/j.jiec.2017.02.002

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

  7. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastyanov V.G. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 14. P. 1697. https://doi.org/10.1134/S0036023619140079

  8. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2019. V. 64. № 13. P. 1681. https://doi.org/10.1134/S0036023619130084

  9. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2020. V. 65. № 4. P. 606. https://doi.org/10.1134/S0036023620040191

  10. Koyanagi T., Katoh Y., Nozawa T. et al. // J. Nucl. Mater. 2018. V. 511. P. 544. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2018.06.017

  11. Katoh Y., Snead L.L., Szlufarska I. et al. // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 2012. V. 16. № 3. P. 143. https://doi.org/10.1016/j.cossms.2012.03.005

  12. Katoh Y., Snead L.L. // J. Nucl. Mater. 2019. V. 526. P. 151 849. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2019.151849

  13. Tokita M. // Spark Plasma Sintering (SPS) Method, Systems, and Applications, in: S. Somiya (Ed.), Handb. Adv. Ceram. Mater. Appl. Process. Prop., 2nd ed., Elsevier Inc., 2013: pp. 1149–1178. https://doi.org/10.1016/B978-012654640-8/50007-9

  14. Papynov E.K., Shichalin O.O., Mayorov V.Y. et al. // Nanotechnologies Russ. 2017. V. 12. № 1–2. P. 49. https://doi.org/10.1134/S1995078017010086

  15. Hu Z.-Y., Zhang Z.-H., Cheng X.-W. et al. // Mater. Des. 2020. V. 191. P. 108662. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2020.108662

  16. Simonenko T.L., Kalinina M.V., Simonenko N.P. et al. // Int. J. Hydrogen Energy. 2019. V. 44. № 36. P. 20345. https://doi.org/10.1016/j.ijhydene.2019.05.231

  17. Крешков А.П. Основы аналитической химии. Физико-химические (инструментальные) методы анализа. М.: Химия, 1970. 472 с.

  18. Simonenko T.L., Kalinina M.V., Simonenko N.P. et al. // Ceram. Int. 2018. V. 44. № 16. P. 19879. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.07.249

  19. Papynov E.K., Shichalin O.O., Medkov M.A. et al. // Glass. Phys. Chem. 2018. V. 44. № 6. P. 632. https://doi.org/10.1134/S1087659618060159

  20. Sevast’yanov V.G., Simonenko E.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2013. V. 58. № 11. P. 1269. https://doi.org/10.1134/S003602361311017X

  21. Sevastyanov V.G., Simonenko E.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2014. V. 59. № 12. P. 1361.

  22. Sevastyanov V.G., Simonenko E.P., Gordeev A.N. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2014. V. 59. № 11. P. 1298. https://doi.org/10.1134/S0036023614110217

  23. 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

  24. 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

  25. Dudina D.V., Mukherjee A.K. // J. Nanomater. 2013. V. 2013. https://doi.org/10.1155/2013/625218

  26. Papynov E.K., Shichalin O.O., Buravlev I.Y. et al. // Russ. J. Inorg. Chem. 2020. V. 65. № 2. P. 263. https://doi.org/10.1134/S0036023620020138

  27. Shao G., Zhao X., Wang H. et al. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2016. V. 60. P. 104. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2016.07.011

  28. Guo Q., Li J., Shen Q. et al. // Mater. Sci. Eng. A. 2012. V. 558. P. 186. https://doi.org/10.1016/j.msea.2012.07.109

  29. Papynov E.K., Shichalin O.O., Buravlev I.Y. et al. // Vacuum. 2020. V. 180. P. 109628. https://doi.org/10.1016/j.vacuum.2020.109628

  30. Wang L., Zhang J., Jiang W. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2013. V. 39. P. 103. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2013.01.017

  31. Papynov E.K., Shichalin O.O., Skurikhina Y.E. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. № 11. P. 13838. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.04.081

  32. Licheri R., Musa C., Orrù R. et al. // J. Alloys Compd. 2016. V. 663. P. 351. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2015.12.096

  33. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Papynov E.K. et al. // J. Sol-Gel Sci. Technol. 2017. V. 82. № 3. P. 748. https://doi.org/10.1007/s10971-017-4367-2

  34. Rodríguez-Lugo V., Rubio E., Gómez I. et al. // Int. J. Environ. Pollut. 2002. V. 18. № 4. P. 378. https://doi.org/10.1504/IJEP.2002.003734

  35. Sun L., Gong K. // Ind. Eng. Chem. Res. 2001. V. 40. № 25. P. 5861. https://doi.org/10.1021/ie010284b

  36. Hossain S.K.S., Mathur L., Roy P.K. // J. Asian Ceram. Soc. 2018. V. 6. № 4. P. 299. https://doi.org/10.1080/21870764.2018.1539210

  37. Косолапова Т.Я., Андреева Т.В., Бартинцкая Т.Б. и др. // Неметаллические тугоплавкие соединения. М.: Металлургия, 1985. 530 с.

Дополнительные материалы отсутствуют.