Журнал неорганической химии, 2021, T. 66, № 8, стр. 987-993
Синтез, структура и свойства МАХ-фаз Ti3SiC2, полученных горячим прессованием
С. Н. Перевислов a, *, В. В. Семенова a, А. С. Лысенков b
a Институт химии силикатов им. И.В. Гребенщикова РАН
199034 Санкт-Петербург, наб. Макарова, 2, Россия
b Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН
119334 Москва, Ленинский пр-т, 49, Россия
* E-mail: perevislov@mail.ru
Поступила в редакцию 18.02.2021
После доработки 01.03.2021
Принята к публикации 04.03.2021
Аннотация
Для синтеза Ti3SiC2 методом горячего прессования при температуре 1400°С в течение 15 и 30 мин при давлении 30 МПа использовали разные смеси исходных порошков. Наиболее используемыми порошковыми смесями являются Ti/Si/TiC и Ti/TiSi2/TiC. Количество синтезированной из образцов этих составов фазы Ti3SiC2 составляет 94.0 и 95.9 об. % соответственно при температуре горячего прессования 1400°С в течение 30 мин. Фаза Ti3SiC2 кристаллизуется в виде вытянутых зерен. Определено влияние времени горячего прессования на образование MAX-фазы Ti3SiC2 из исходных порошков Ti/Si/TiC. Карбид титана и небольшое количество карбида кремния (для составов, содержащих исходные порошки карбида кремния) как промежуточные фазы присутствуют в конечных продуктах. Избыток кремния способствует образованию наибольшего количества фазы Ti3SiC2.
ВВЕДЕНИЕ
В последнее время так называемые МАХ-материалы нашли широкое применение в машиностроении, авиакосмической и атомной промышленности. MAX-фазы представляют собой семейство тройных слоистых соединений, отвечающих условной формуле Mn+ 1AXn (n = 1, 2, 3…), где М – переходный металл d-группы; А – металл p-группы; Х – углерод или азот [1–3]. МАХ-материалы проявляют уникальное сочетание свойств, характерных как для металлов, так и для керамики: малую плотность; высокую тепло- и электропроводность; высокую прочность; превосходную коррозионную стойкость в агрессивных жидких средах; стойкость к высокотемпературному окислению и термическим ударам; легко подвергаются механической обработке; имеют высокую температуру плавления и являются достаточно стабильными при температурах до 1000°С и выше [1].
Одной из наиболее распространенных МАХ-фаз является сложный карбид титана-кремния (Ti3SiC2) [4–8], имеющий слоистую гексагональную структуру, в которой слои Ti разделены слоями Si и атомами C, расположенными в октаэдрических точках слоев Ti [1]. Этот материал легкий (плотность 4.52 г/см3) и относительно мягкий (HV = 4 ГПa), имеет высокую температуру плавления (3200°С) и модуль упругости (322 ГПа), а также высокую пластичность, что определяет значительный уровень прочностных свойств композитов на основе МАХ-фаз. По некоторым показателям свойств они превосходят материалы на основе карбида титана [9], карбида кремния [10–12], карбида бора [13–16] и нитрида кремния [17].
Плотные материалы состава Ti3SiC2 можно синтезировать разными способами: химическим осаждением из газовой фазы (CVD) [18], самораспространяющимся высокотемпературным синтезом (SHS) [19] и горячим прессованием (HP) [20]. В работе [21] показано, что МАХ-материалы с высоким содержанием основной фазы Ti3SiC2 (98.0 об. %) можно получить методом горячего изостатического прессования при температурах 1400–1600°С в течение длительного времени. Материалы с высоким содержанием фазы Ti3SiC2 (98.5 об. %) можно также получить методом искрового плазменного спекания (SPS) [22, 23].
Для конструкционного и высокотемпературного применения чистота и содержание MAX-фаз в конечном синтезированном продукте являются решающими факторами, влияющими на эксплуатационные характеристики.
Цель настоящей работы – изучение синтеза MAX-фаз состава Ti3SiC2, полученных из разных исходных компонентов методом горячего прессования, и анализ свойств полученных материалов.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В качестве исходных компонентов использовали Ti марки ПТМ-1 (содержание основной фазы 99.0%, ООО “Плазмотерм”, Россия); Si (содержание основной фазы 99.8%, размер d < 20 мкм, ООО “Плазмотерм”, Россия); SiC марки М5 (размер d0.5 = 3.7 мкм, АО “Волжский абразивный завод”, Россия); TiC (содержание основной фазы 99.5%, размер d = 3–5 мкм, ООО “Плазмотерм”, Россия); TiSi2 (содержание основной фазы 99.85%, размер d = 10.5 мкм, ООО “Плазмотерм”, Россия); TiH2 марки А100 (содержание основной фазы 99.3%, размер d = 100 мкм, ООО “Плазмотерм”, Россия); углерод марки К-354 (ООО ТПК “Инфрахим”, Россия). Размер исходных и измельченных частиц порошков определяли на лазерном анализаторе дисперсности MasterSizer 2000. Исходные порошки (кроме углерода) измельчали в вибрационной мельнице мелющими телами из высокоплотного карбида кремния в среде изопропилового спирта до размера d = 0.8–1.0 мкм. Намол мелющих тел составлял не более 0.4%, что учитывалось при расчете составов исходных компонентов. Измельченные порошки в необходимом соотношении перемешивали в шаровой мельнице в среде изопропилового спирта в течение 12 ч, в качестве мелющих тел использовали шары из высокоплотного карбида кремния. Суспензии сушили до влажности 4–5% и гранулировали просеиванием через сито с размером ячеек 100 мкм. Из порошков формовали образцы в металлических пресс-формах при давлении 80 МПа. Образцы сушили при температуре 110°С в течение 5 ч и спекали с одновременным уплотнением методом горячего прессования (установка Thermal Technology Inc. модель HP20-3560-20) при температуре 1400°С в вакууме в течение 15 и 30 мин при давлении 30 МПа.
Плотность образцов определяли методом гидростатического взвешивания. Рентгенофазовый анализ проводили на дифрактометре Rigaku Smartlab 3 с CuKα-излучением и Ni-фильтром. Микроструктуру исследовали на электронном микроскопе TESCAN VEGA 3 SBH.
Для оценки количества МАХ-фазы в горячепрессованных образцах использовали метод Ритвельда, содержание фазы Ti3SiC2 вычисляли по уравнению [24]:
(1)
${{W}_{{{\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{{\text{2}}}}}}}\left( {{\text{об}}{\text{. \% }}} \right){\text{ }} = \frac{{1.80}}{{1.80 + ({{I}_{{{\text{TiC}}}}}{\text{/}}{{I}_{{{\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{{\text{2}}}}~}}})}} \times 100\% ,~$Согласно тройной фазовой диаграмме состояния Ti–Si–C [25], термодинамически к образованию фазы Ti3SiC2 могут привести следующие соотношения компонентов: 3Ti/Si/2C, Ti/Si/2TiC, 3Ti/SiC/C, 2Ti/SiC/TiC, Ti/TiSi2/4TiC, 3TiH2/SiC/C.
Исходя из результатов термического анализа [26], в интервале температур 20–1500°C наблюдается несколько пиков, соответствующих эндотермическим эффектам реакции с максимумами при температурах 820°С (отвечает образованию TiC), 1115°С (отвечает образованию TiSi2), 1270°С (отвечает образованию Ti5Si3) и 1385°С (отвечает образованию Ti3SiC2). Согласно работе [27], разложение Ti3SiC2 происходит в соответствии с реакцией:
(2)
${\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{{\text{2}}}} + {\text{C}} \to 3{\text{TiC}} + {\text{S}}{{{\text{i}}}_{{\left( {\text{г}} \right)}}}.$При анализе рентгенофазовых дифрактограмм синтезированных образцов обнаружены пики, соответствующие Ti3SiC2 в качестве основной фазы, а также пики, соответствующие вторичным фазам – TiC и SiC (рис. 1). При температуре синтеза 1430°С, превышающей температуру плавления Si (1414°C), начинается сильное испарение кремния. Небольшое испарение кремния наблюдается уже при 1400°С, что приводит к меньшему количеству синтезируемой фазы Ti3SiC2 в конечном продукте. Чтобы восполнить недостаток кремния, в последующих экспериментах в материалы вводили избыточное количество Si.
В табл. 1 приведено количественное содержание и плотность горячепрессованных материалов при температуре 1400°С в течение 15 и 30 мин в зависимости от исходного соотношения компонентов. Количество фазы Ti3SiC2 определяли из уравнения (1).
Таблица 1.
Состав исходных компонентов |
Мольное отношение компонентов |
Синтез при 1400°С в течение 15 мин | Синтез при 1400°С в течение 30 мин | ||
---|---|---|---|---|---|
Ti3SiC2, об. % | относительная плотность, % | Ti3SiC2, об. % | относительная плотность, % | ||
Ti/Si/C | 3 : 1 : 2 | 83.3 | 87.9 | 83.7 | 88.2 |
3 : 1.2 : 2 | 87.5 | 90.6 | 88.1 | 91.3 | |
3 : 1.5 : 2 | 92.4 | 94.3 | 92.7 | 95.1 | |
Ti/Si/TiC | 1 : 1 : 2 | 84.1 | 88.7 | 84.7 | 89.2 |
1 : 1.2 : 2 | 90.6 | 93.9 | 91.2 | 94.5 | |
1 : 1.2 : 1.8 | 93.3 | 95.6 | 94.0 | 96.3 | |
Ti/SiС/C | 3 : 1 : 1 | 81.1 | 87.5 | 81.5 | 88.1 |
3 : 1.2 : 0.9 | 88.5 | 92.0 | 88.9 | 92.7 | |
Ti/SiС/TiC | 2 : 1 : 1 | 82.4 | 87.6 | 83.0 | 88.2 |
2 : 1.2 : 0.9 | 91.7 | 93.8 | 92.3 | 94.7 | |
Ti/TiSi2/TiC | 1 : 1 : 4 | 89.6 | 91.9 | 90.2 | 92.5 |
1 : 1.2 : 3.8 | 95.3 | 96.6 | 95.9 | 97.4 | |
TiH2/SiC/C | 3 : 1 : 1 | 80.4 | 87.5 | 81.0 | 88.2 |
3 : 1.2 : 0.9 | 87.7 | 93.6 | 88.1 | 94.3 |
Дифракционные пики, соответствующие исходным углероду, титану и кремнию, в образцах не обнаружены (рис. 1). На первой стадии спекания материалов при температуре выше 800°С происходит синтез карбида титана состава TiCx в результате взаимодействия углерода с Ti (для систем Ti/Si/C или Ti/SiC/C). Стехиометрический карбид титана формируется при температуре выше 840°С. Обогащенные кремнием и титаном силициды TiSi2 и Ti5Si3 соответственно образуются при температурах 1115 и 1270°С. По данным [7], выше температуры 1200°С Ti и Si в свободном состоянии в материале практически не обнаруживаются. Авторы работы [21] показали, что Ti5Si3, TiC и Si являются обязательными реагентами для синтеза Ti3SiC2 в соответствии с реакцией:
(3)
${\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{5}}}}{\text{S}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}} + 10{\text{TiC}} + 2{\text{Si}} \to 5{\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{{\text{2}}}}.$При температуре спекания выше 1385°С Ti3SiC2 является основной синтезируемой фазой. Однако при 1430°С начинается интенсивное испарение Si и разложение фазы Ti3SiC2 на TiC и Ti3Si1 –хC2, а при температуре выше 1480°С – на TiC и газообразный Si. Оптимальные условия процесса горячего прессования для получения материала, содержащего большое количество фазы Ti3SiC2: температура синтеза 1400°C, 30 мин, мольное отношение Ti/Si/TiC = 1 : 1.2 : 1.8 и Ti/TiSi2/TiC = 1 : 1.2 : 3.8 (табл. 1). Однако даже в материалах с наивысшими свойствами – с наибольшим содержанием фазы Ti3SiC2 (95.9 об. %) – присутствует небольшое количество TiC и SiС.
Реакции синтеза Ti3SiC2 из разных исходных компонентов можно описать следующим образом:
(4)
$\begin{gathered} 9{\text{Ti}} + 3{\text{Si}} + 6{\text{C}}\xrightarrow{{820^\circ {\text{C}}}}6{\text{TiC}} + 3{\text{Ti}} + \\ + \,\,3{\text{Si}}\xrightarrow{{1115^\circ {\text{C}}}}6{\text{TiC}} + {\text{TiS}}{{{\text{i}}}_{2}} + 2{\text{Ti}} + \\ + \,\,{\text{Si}}\xrightarrow{{1270^\circ {\text{C}}}}4{\text{Ti}}{{{\text{C}}}_{x}} + {\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{5}}}}{\text{S}}{{{\text{i}}}_{3}}\xrightarrow{{ \approx 1350^\circ {\text{C}}}} \\ \to 4{\text{Ti}}{{{\text{C}}}_{x}} + {\text{ T}}{{{\text{i}}}_{{\text{5}}}}{\text{S}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{{{\text{C}}}_{x}}\xrightarrow{{1385^\circ {\text{C}}}}3{\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{2}}. \\ \end{gathered} $(5)
$\begin{gathered} {\text{3Ti}} + 3{\text{Si}} + 6{\text{TiC}}\xrightarrow{{1115^\circ {\text{C}}}}{\text{TiS}}{{{\text{i}}}_{2}} + 2{\text{Ti}} + \\ + \,\,{\text{Si}} + 6{\text{TiC}}\xrightarrow{{1270^\circ {\text{C}}}}4{\text{Ti}}{{{\text{C}}}_{x}} + {\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{5}}}}{\text{S}}{{{\text{i}}}_{3}}\xrightarrow{{ \approx 1350^\circ {\text{C}}}} \\ \to 4{\text{Ti}}{{{\text{C}}}_{x}} + {\text{ T}}{{{\text{i}}}_{{\text{5}}}}{\text{S}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{{{\text{C}}}_{x}}\xrightarrow{{1385^\circ {\text{C}}}}3{\text{T}}{{{\text{i}}}_{{\text{3}}}}{\text{Si}}{{{\text{C}}}_{2}}. \\ \end{gathered} $Увеличение времени выдержки процесса горячего прессования до 30 мин при температуре 1400°С приводит к повышению содержания фазы Ti3SiC2 (табл. 1). Для предотвращения термического разложения Ti3SiC2 при высокой температуре парциальное давление Si в процессе синтеза должно быть стабильным, что достигается введением избыточного (по сравнению со стехиометрическим содержанием) количества кремния (табл. 1), кроме того, это может способствовать (при температуре >1270°С) образованию богатой кремнием фазы Ti5Si3 и ее взаимодействию с TiCх с образованием фазы Ti3SiC2.
Смесь исходных компонентов Ti/Si/C
При стехиометрическом отношении 3Ti/Si/2C процентное содержание Ti3SiC2 в конечном продукте увеличивается с повышением времени выдержки при горячем прессовании. Максимальное содержание Ti3SiC2 (92.7 об. %) получено для порошковой смеси Ti/Si/C при мольном отношении компонентов 3 : 1.5 : 2 и температуре процесса горячего прессования 1400°C в течение 30 мин. Избыточное количество кремния в исходном составе (для компенсации испарения Si) позволяет получить наибольшее количество фазы Ti3SiC2 по сравнению с материалом, содержащим стехиометрическое отношение исходных компонентов (табл. 1). Относительная плотность получаемых материалов достигает 95.1%. При дальнейшем увеличении исходного количества Si в конечном продукте, вероятнее всего, появится вторичная фаза Ti5Si3.
Смесь исходных компонентов Ti/Si/TiС
Содержание фазы Ti3SiC2 в конечном продукте увеличивается до 94.0 об. % при снижении количества карбида титана и повышении количества Si в исходном составе, т.е. при переходе к нестехиометрическому отношению компонентов (1 : 1.2 : 1.8), что согласуется с ранее полученными данными [21]. Относительная плотность консолидированных материалов достигает 96.3%.
Смесь исходных компонентов Ti/SiC/C
В конечном продукте синтеза из порошков Ti/SiC/C при стехиометрическом отношении компонентов 3 : 1 : 1, так же как и в предыдущих случаях, наблюдается малое содержание фазы Ti3SiC2 (до 81.5 об. %) в условиях горячего прессования при температуре 1400°C в течение 30 мин. Однако при нестехиометрическом отношении компонентов (3 : 1.2 : 0.9) содержание основной фазы Ti3SiC2 увеличивается до 88.9 об. %.
Смесь исходных компонентов Ti/SiC/TiC
Отношение исходных компонентов Ti/SiC/TiC выбрано с условием небольшого избытка карбида кремния и недостатка карбида титана (2 : 1.2 : 0.9). При температуре 1400°C в течение 30 мин содержание фазы Ti3SiC2 в горячепрессованных материалах составляет 92.3 об. % при относительной плотности образцов 94.7% (табл. 1).
Смесь исходных компонентов Ti/TiSi2/TiC
Использование в качестве исходных компонентов TiSi2 и TiC способствует облегчению синтеза и наиболее полному прохождению реакции с получением большего содержания фазы Ti3SiC2 (95.5 об. %). Относительная плотность горячепрессованных при температуре 1400°C в течение 30 мин материалов составляет 94.7% (табл. 1).
Смесь исходных компонентов TiH2/SiC/C
Аналогично предыдущим системам в синтезируемых материалах количество фазы Ti3SiC2 увеличивается при уменьшении количества углерода и увеличении карбида кремния. Максимальная относительная плотность образцов составляет 94.3% при содержании фазы Ti3SiC2 88.1 об. %.
Авторы работы [28] показали, что материал с наименьшим содержанием примеси TiC (после синтеза) получен из смеси порошков Ti/Si/TiC, где жидкая фаза при синтезе представляет собой твердый раствор титана в кремнии, который контролирует реакционно-диффузионный процесс синтеза фазы Ti3SiC2 по сравнению с синтезом из смеси других исходных порошков.
На рис. 2 показана микроструктура поверхности излома образцов, полученных горячим прессованием при температуре 1400°С в течение 30 мин. Зерна Ti3SiC2 образуются и растут из частиц карбида титана. Эпитаксиальный рост Ti3SiC2 определяет высокую анизотропию материала. Также можно видеть, что зерна Ti3SiC2 не растут из каждой частицы TiC, следовательно, их формирование определяется двумя процессами: зарождением и ростом. Зарождение фазы Ti3SiC2 на зернах TiC может происходить благодаря близости параметров кристаллических решеток TiC {111} и SiC {111} (0.25161 и 0.24970 нм, несоответствие размеров кристаллических решеток составляет всего 0.76%).
Из-за хорошей смачиваемости расплавом Si частиц Ti, TiC и C жидкий кремний при высокой температуре может легко двигаться и перемещаться в объеме пористой заготовки из “Ti и C” или “TiС и C”, реагируя в первую очередь с TiC или Ti, что приводит к образованию силицидов титана TiSi2 и Ti5Si3. С появлением TiSi2 высокая температура синтеза (1115°С) вызывает образование эвтектики Ti–Si, богатой кремнием, которая растекается по поверхности частиц TiC и графита. Образующийся Ti5Si3 может реагировать с углеродом с получением новых зерен TiC нестехиометрического состава (с большим числом углеродных вакансий, чем у исходного TiC) и образованием фазы Ti5Si3Сх. Значимость появления эвтектики Ti–Si заключается в увеличении скорости диффузии между Ti5Si3 и TiCх, а также Ti5Si3Сх и TiCх с последующим образованием фазы Ti3SiC2. Изменение фазового состава можно объяснить тем, что при полном расходовании исходного Si фаза Ti3SiC2 перестает расти. Аналогичные результаты получены в работе [29].
На рис. 3 представлена диаграмма, отражающая количественное содержание фазы Ti3SiC2 в материалах, консолидированных при температуре 1400°С и разном времени выдержки. Наибольшее содержание фазы Ti3SiC2 получается в материалах при более длительном синтезе методом горячего прессования.
Вытянутая форма синтезируемых зерен Ti3SiC2 размером ~2–3 × 5 мкм (рис. 2) позволяет ожидать высокую пластичность MAX-фаз. Плотность образцов некоторых составов достигает 4.32–4.34 г/см3, что довольно близко к теоретической плотности материалов Ti3SiC2 (4.52 г/см3).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Материалы с высоким содержанием фазы Ti3SiC2 получены методом горячего прессования при температуре 1400°С в течение 30 мин при давлении 30 МПа. Синтез Ti3SiC2 из компонентов Ti/Si/TiC проходит в несколько стадий, характеризующихся образованием промежуточных соединений: TiC (820°С), TiSi2 (1115°С), Ti5Si3 (1270°С), Ti5Si3Cx (1350°С), Ti3SiC2 (1385°С). Почти во всех образцах после синтеза присутствуют фазы TiC и SiC. Избыток Si способствует более полному прохождению синтеза с образованием фазы Ti3SiC2. При температуре выше 1430°С Ti3SiC2 разлагается на TiC и Ti3Si1 – хC2, а при температуре выше 1480°С – на TiC и газообразный Si. Микроструктура синтезированных материалов содержит вытянутые зерна (фаза Ti3SiC2). Максимальные плотность синтезированных образцов и содержание фазы Ti3SiC2 наблюдаются у материалов состава Ti/TiSi2/TiC при мольном отношении компонентов 1 : 1.2 : 3.8.
Список литературы
Medvedeva N.I., Enyashin A.N., Ivanovskii A.L. // J. Struct. Chem. 2011. V. 52. № 4. P. 785. https://doi.org/10.1134/S0022476611040226
Istomina E.I., Istomin P.V., Nadutkin A.V. // Russ. J. Inorg. Chem. 2012. V. 57. № 8. P. 1058. https://doi.org/10.1134/S0036023612080062
Istomina E.I., Istomin P.V., Nadutkin A.V. // Russ. J. Inorg. Chem. 2013. V. 58. № 6. P. 624. https://doi.org/10.1134/S0036023613060119
Whittle K.R., Blackford M.G., Aughterson R.D. et al. // Acta Mater. 2010. V. 58. № 13. P. 4362. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2010.04.029
Le Flem M., Liu X., Doriot S. et al. // Int. J. Appl. Ceram. Technol. 2010. V. 7. № 6. P. 766. https://doi.org/10.1111/j.1744-7402.2010.02523.x
Utili M., Agostini M., Coccoluto G. et al. // Nucl. Eng. Des. 2011. V. 241. № 5. P. 1295. https://doi.org/10.1016/j.nucengdes.2010.07.038
Wang Q., Hu C., Cai S. et al. // Int. J. Appl. Ceram. Technol. 2014. V. 11. № 5. P. 911. https://doi.org/10.1111/ijac.12065
Zhu Y., Zhou A., Ji Y. et al. // Ceram. Int. 2015. V. 41. № 5. P. 6950. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.01.150
Rumyantsev I.A., Perevislov S.N. // Refract. Ind. Ceram. 2017. V. 58. № 4. P. 405. https://doi.org/10.1007/s11148-017-0119-7
Nesmelov D.D., Kozhevnikov O.A., Ordan’yan S.S. et al. // Glass Ceram. 2017. V. 74. № 1-2. P. 43. https://doi.org/10.1007/s10717-017-9925-0
Frolova M.G., Leonov A.V., Kargin Y.F. et al. // Inorg. Mater. 2018. V. 9. № 4. P. 675. https://doi.org/10.1134/S2075113318040123
Perevislov S.N., Panteleev I.B., Shevchik A.P. et al. // Refract. Ind. Ceram. 2018. V. 58. № 5. P. 577. https://doi.org/10.1007/s11148-018-0148-x
Perevislov S.N., Lysenkov A.S., Vikhman S.V. // Inorg. Mater. 2017. V. 53. № 4. P. 376. https://doi.org/10.1134/S0020168517040148
Perevislov S.N., Shcherbak P.V., Tomkovich M.V. // Refract. Ind. Ceram. 2018. V. 59. № 1. P. 32. https://doi.org/10.1007/s11148-018-0178-4
Perevislov S.N., Shcherbak P.V., Tomkovich M.V. // Refract. Ind. Ceram. 2018. V. 59. № 2. P. 179. https://doi.org/10.1007/s11148-018-0202-8
Perevislov S.N. // Refract. Ind. Ceram. 2019. V. 60. № 2. P. 168. https://doi.org/10.1007/s11148-019-00330-0
Lukianova O.A., Khmara A.N., Perevislov S.N. et al. // Ceram. Int. 2019. V. 45. № 7. P. 9497. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.09.198
Jacques S., Fakih H., Viala J.C. // Thin Solid Films. 2010. V. 518. № 18. P. 5071. https://doi.org/10.1016/j.tsf.2010.02.059
Meng F., Liang B., Wang M. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2013. V. 41. P. 152. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2013.03.005
Zhu Y.Y., Jia J., Zhou A.G. et al. // Key Eng. Mater. – Trans. Tech. Publications Ltd. 2015. V. 655. P. 68. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/KEM.655.68
Zhang Z.F., Sun Z.M., Hashimoto H. // Metall. Mater. Trans. A. 2002. V. 33. № 11. P. 3321. https://doi.org/10.1007/s11661-002-0320-1
Islak B.Y., Ayas E. // Ceram. Int. 2019. V. 45. № 9. P. 12297. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.03.144
Magnus C., Sharp J., Rainforth W.M. // Tribology Trans. 2020. V. 63. № 1. P. 38. https://doi.org/10.1080/10402004.2019.1657534
Zhou Y., Sun Z., Chen S. et al. // Mater. Res. Innovations. 1998. V. 2. № 3. P. 142. https://doi.org/10.1007/s100190050076
Viala J.C., Peillon N., Bosselet F. et al. // Mater. Sci. Eng., A. 1997. V. 229. № 1–2. P. 95. https://doi.org/10.1016/S0921-5093(97)00002-6
Kero I., Antti M. L., Odén M. // International Conference on Advanced Ceramics and Composites: 27/01/2008–01/02/2008. John Wiley & Sons, 2009. P. 21. https://doi.org/10.1002/9780470456361.ch3
Racault C., Langlais F., Naslain R. // J. Mater. Sci. 1994. V. 29. № 13. P. 3384. https://doi.org/10.1007/BF00352037
Sun Z., Zou Y., Tada S. et al. // Scripta Mater. 2006. V. 55. № 11. P. 1011. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2006.08.019
Fan X., Yin X., Wang L. et al. // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2014. V. 45. P. 1. https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2014.02.006
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Журнал неорганической химии