Articles

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2021-0-10-67-78
УДК 661.183.4-911.48
Lebedeva Yu.E., Shchegoleva N.E., Voronov V.A., Kovaleva V.S., Chaynikova A.S.
ВЛИЯНИЕ МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ ДОБАВКИ ОКСИДА ЦИРКОНИЯ НА СВОЙСТВА КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ СИСТЕМЫ Y2O3–Al2O3–SiO2, ПОЛУЧЕННЫХ ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДОМ

Исследовано влияние модифицирующей добавки ZrO2 на реологические свойства, процессы структуро- и фазообразования составов системы Y2O3Al2O3SiO2, полученных золь-гель методом. Установлено, что температурный интервал кристаллизации составов системы Y2O3Al2O3SiO2 с добавкой ZrO2 составляет 1020–1270 °С, а с возрастанием концентрации оксида циркония уменьшается количество основной кристаллической фазы пиросиликата иттрия (β-Y2Si2O7) и увеличивается концентрация цирконийсодержащей фазы – тетрагональной модификации оксида циркония и силиката циркония ZrSiO4

Ключевые слова: иттрийалюмосиликатная система, оксид циркония, керамические материалы, покрытия, спекание, золь-гель метод, yttrium aluminosilicate system, zirconium oxide, ceramic materials, coatings, sintering, sol-gel method.

Введение

Темпы развития современной техники предъявляют повышенные требования к конструкционным материалам. Возрастающие нагрузки, воспринимаемые деталями и конструкциями, изменение характера нагружения и воздействия окружающей среды, а также необходимость обеспечения технологичности исходных веществ и требований экономической эффективности производства инициируют создание новых материалов. Отличительной особенностью композиционных материалов является их малая плотность, высокие прочностные свойства, жаропрочность, коррозионная стойкость, а также возможность формирования из них изделий сложной формы. Предприятия аэрокосмической промышленности являются одними из основных заказчиков и потребителей таких материалов. Применение композиционных материалов  в конструкциях летательных аппаратов позволяет снизить их массу, увеличить массу полезного груза, скорость и дальность полета [1, 2]. Известно, что композиционные материалы на основе карбида кремния устойчивы к высокотемпературному разрушению, частично устойчивы к ускоренному окислению и улетучиванию в присутствии паров воды. Однако окисление и улетучивание могут ограничивать продолжительность эксплуатации этих материалов в среде горения, где высокие температуры являются причиной увеличения давления водяных паров и повышения скорости газовых потоков. Под воздействием этих факторов происходит ускорение процессов окисления [3].

Возможными способами решения этой проблемы являются, с одной стороны, создание новых керамоматричных материалов на основе тугоплавких оксидных матриц, а с другой – разработка высокотемпературных защитных покрытий [4–6]. Такие материалы должны отвечать определенным требованиям, основные из которых: высокая температура плавления, стойкость к воздействию паров воды, низкие значения теплопроводности и температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР), близкие к значениям ТКЛР для карбида кремния. Перспективными для защиты композитов, как в качестве матриц, так и в качестве защитных покрытий, являются стеклокерамические материалы на основе системы Y2O3–Al2O3–SiO2, поскольку основные кристаллические фазы в ней – оксиортосиликат Y2SiO5 и пиросиликат Y2Si2O7 иттрия, которые обладают высокими эксплуатационными характеристиками:

 

Кристаллическая фаза

Температура

плавления, °С

ТКЛР, К–1

Y2SiO5

1980

(22–38) ·10–7

Y2Si2O7

1775

(50–77) ·10–7

 

По некоторым данным значения ТКЛР для силиката иттрия могут меняться от 22·10–7 до 77·10–7 К–1 в зависимости от полиморфной модификации и соотношения фаз Y2SiO5:Y2Si2O7. Высокотемпературная фаза   (Х2-фаза) силиката иттрия Y2SiO5 обладает рядом преимуществ – например, хорошим сопротивлением эрозии и пониженной кислородной проницаемостью при высоких температурах [7–23]. Диоксид циркония ZrO2 – химически устойчивое тугоплавкое соединение, температура плавления которого составляет 2688 °С. Диоксид циркония характеризуется самой низкой теплопроводностью среди всех известных оксидов и широко используется при нанесении плазменных покрытий на теплонагруженные детали. Введение данной тугоплавкой модифицирующей добавки может существенно улучшить свойства керамических материалов системы Y2O3–Al2O3–SiO2.

Цель данной работы – исследование влияния модифицирующей добавки ZrO2 на свойства, процессы структуро- и фазообразования керамических материалов системы Y2O3–Al2O3–SiO2, полученных с применением золь-гель метода.

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 14.1. «Конструкционные керамические композиционные материалы» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [24].

 

Материалы и методы

Для приготовления растворов выбраны три состава системы Y2O3–Al2O3–SiO2 – с содержанием Y2O3: 8,6; 12,6 и 29,9 % (мольн.), с содержанием Al2O3: 11,3, 15,6 и 16 % (мольн.). Добавку оксида циркония вводили в количестве от 5 до 35 % (мольн.).

В качестве исходных компонентов для приготовления растворов выбраны оксид иттрия (Y2O3), изобутилат алюминия (Al(i-OC4H9)3)и тетраэтоксисилан (ТЭОС) – Si(OC2H5)4. Модифицирующую добавку вводили через цирконил азотнокислый ZrO(NO3)2∙2H2O. В качестве растворителя использовали этиловый абсолютированный спирт. Катализ гелеобразования осуществляли азотной кислотой. Для исследований выбраны составы с содержанием оксида циркония от 5 до 35 % (мольн.) (табл. 1).

 

Таблица 1

Составы системы Y2O3Al2O3SiO2 с ZrO2, выбранные для исследования

Серия

Состав

Содержание оксида, % (мольн.)

Y2O3

Al2O3

ZrO2*

1

1-0

29,9

16

0

1-5

5

1-10

10

1-15

15

1-20

20

1-25

25

1-30

30

1-35

35

2

2-0

8,6

15,6

0

2-5

5

2-10

10

2-15

15

2-20

20

2-25

25

2-30

30

2-35

35

3

3-0

12,6

11,3

0

3-5

5

3-10

10

3-15

15

3-20

20

3-25

25

3-30

30

3-35

35

*Вводился в составы сверх 100 % (мольн.).

 

Растворы системы Y2O3–Al2O3–SiO2 готовили при последовательном смешивании компонентов по схеме: к оксиду иттрия добавляли концентрированную азотную кислоту до полного растворения в магнитной мешалке при температуре 80 °С, охлаждали раствор до комнатной температуры, а затем добавляли компоненты в следующей последовательности – дистиллированная вода, этиловый спирт, изобутилат алюминия, ТЭОС, цирконил азотнокислый. Перемешивание растворов проводили в магнитной мешалке в течение 15–20 мин.

Приготовленные гели подвергали сушке при температуре 20–70 °С в сушильном шкафу, кальцинацию высушенных гелей проводили в муфельной печи при температуре 800 °С, кристаллизацию кальцинированных гелей – в печи с силитовыми нагревателями при температуре 1300 °С. Закристаллизованный порошок был измельчен и отпрессован на гидравлическом прессе под давлением 100 МПа в виде образцов с размером сечения 40×6 мм. В качестве связки использовали поливиниловый спирт. После прессования образцы высыхали в течение суток, затем были термообработаны при температурах 1300, 1400 и 1450 °С.

Исследование реологических характеристик растворов проводили методом капиллярной вискозиметрии с помощью вискозиметра ВПЖ-1. Для изучения поведения гелей при нагревании и оценки кристаллизационных свойств проводили дифференциально-термический анализ (ДТА) на дериватографе Q-1500 системы Paulic–Paulic–Erdey. Фазовый состав определяли методом ренгенофазового анализа (РФА) на приборе Дрон-3М, в котором в качестве источника электронного пучка использовали вольфрамовую нить (катод), в качестве мишени – медный анод. Значения ТКЛР спеченных образцов определяли на кварцевом дилатометре ДКВ-4, плотность, пористость и водопоглощение ‒ методом гидростатического взвешивания, предел прочности при трехточечном изгибе – на разрывной машине FM-500.

 

Результаты и обсуждение

На стадии приготовления растворов установлено время гелеобразования составов серий 1 и 2. Для составов серии 3 время гелеобразования не фиксировали, поскольку зависимости для этих составов такие же, как и для предыдущих составов, образование гелей происходит в течение 1 сут.

Получены зависимости времени гелеобразования от процентного содержания оксида циркония (рис. 1).

 

 

Рис. 1. Зависимость времени гелеобразования от содержания оксида циркония

 

С возрастанием содержания ZrO2 увеличивается время гелеобразования золей.

Результаты ДТА показали, что с увеличением содержания добавки оксида циркония интенсивность пиков кристаллизации возрастает. При больших концентрациях ZrO2 наблюдается появление второго экзопика, при этом температура первого экзоэффекта несколько снижается (рис. 2, а).

Для серии 2 составов аналогично с серией 1 происходит возрастание интенсивности экоэффекта с увеличением концентрации добавки (рис. 2, б). Однако в данной серии образования второго пика не наблюдается даже при максимальной концентрации ZrO2. Для серии 3 составов также характерно наличие одного экзоэффекта (рис. 2, в).

 

 

Рис. 2. Термограммы образцов серий 1 (а), 2 (б) и 3 (в)

 

Образование кристаллических фаз в получаемых составах начинается при температурах ˃1000 °С, и интенсивность этого процесса возрастает с увеличением содержания добавки оксида циркония.

Для определения характера кристаллизации проведен РФА кальцинированных гелей и порошков, обработанных при температуре 1300 °С. Анализ рентгенограмм гелей серии 1 после термообработки показал, что во всех образцах присутствует основная фаза пиросиликата иттрия β-Y2Si2O7, а также – фаза диоксида циркония тетрагональной модификации ZrO2.

В составе с небольшой концентрацией модифицирующей добавки содержание фазы оксида циркония незначительно. По мере увеличения концентрации ZrO2 количество основной фазы β-Y2Si2O7 уменьшается, а количество фазы ZrO2 увеличивается (рис. 3, а).

В составах 1-0, 1-5 и 1-10 кристаллизуется только одна фаза – пиросиликата иттрия β-Y2Si2O7, в составах 1-15, 1-20, 1-25, 1-30 и 1-35 образуются две фазы – пиросиликат иттрия β-Y2Si2O7 и оксид циркония тетрагональной модификации ZrO2, причем в образцах 1-15, 1-20 и 1-25 основной фазой является пиросиликат иттрия, а в составах 1-30 и 1-35 – тетрагональный оксид циркония.

Рентгенофазовый анализ образцов серии 2 показал, что наряду с пиросиликатом иттрия происходит кристаллизация таких фаз, как α-кристобалит SiO2 и силикат циркония ZrSiO4.

В составе 2-0 кристаллизуются две фазы: кристобалит SiO2 и пиросиликат иттрия β-Y2Si2O7. В составах 2-5, 2-10, 2-15, 2-20, 2-25, 2-30 и 2-35 выделяются кристобалит SiO2, пиросиликат иттрия β-Y2Si2O7 и циркон ZrSiO4. В образцах 2-5, 2-10 и 2-15 преобладающей фазой является кристобалит, а в составах 2-20, 2-25, 2-30 и 2-35 – фаза циркона (рис. 3, б).

 

Рис. 3. Зависимость интенсивностей пиков кристаллических фаз от содержания ZrO2 для
составов серий 1 (а), 2 (б) и 3 (в)

Согласно РФА, в образцах серии 3 кристаллизуется больше фаз, чем в сериях 1 и 2.

В составе 3-0 кристаллизуются две фазы – β-Y2Si2O7 и SiO2. В образцах 3-5, 3-10 и 3-15 кроме этих фаз кристаллизуется тетрагональный оксид циркония, причем интенсивность пиков, принадлежащих этой фазе, возрастает с увеличением добавки. В составах с высоким содержанием оксида циркония (3-20, 3-25, 3-30, 3-35) происходит уменьшение количества ZrO2 и появляется новая фаза циркона – ZrSiO4 (рис. 3, в).

Для составов всех трех серий можно отметить, что с увеличением концентрации модифицирующей добавки ZrO2 количество основной фазы β-Y2Si2O7 снижается и увеличивается количество цирконийсодержащей фазы. В составах с концентрациями добавки 30 и 35 % (мольн.) преобладающей фазой становится либо тетрагональный оксид циркония ZrO2(т), либо фаза ZrSiO4 (в зависимости от серии).

Для спеченных при разных температурах образцов определены значения ТКЛР, плотности, водопоглощения и пористости. Полученные свойства представлены в табл. 2–4.

 

Таблица 2

Свойства составов серии 1 после термообработки при температуре 1300 °С

Свойства

Значения свойств для состава

1-0

1-5

1-10

1-15

1-20

1-25

1-30

1-35

Плотность, г/см3

1,74

1,79

1,95

2,25

2,33

2,53

2,81

2,87

Водопоглощение, %

29,7

32,6

23,3

15,9

15,4

15,2

13,6

12,7

Открытая пористость, %

51,8

58,4

45,5

35,8

36,0

38,5

38,2

35,8

ТКЛР: α∙107, К–1

41

40

43

44

44

43

48

47

 

Таблица 3

Свойства составов серии 2 после термообработки при температуре 1300 °С

Свойства

Значения свойств для состава

2-0

2-5

2-25

Плотность, г/см3

1,98

2,24

2,79

Водопоглощение, %

17,04

15,7

8,5

Открытая пористость, %

33,7

35,3

23,7

ТКЛР: α∙107, К–1

47

54

49

 

Таблица 4

Свойства составов серии 3 после термообработки при температуре 1300 °С

Свойства

Значения свойств для состава

3-0

3-5

3-10

3-15

3-20

3-25

3-30

3-35

Плотность, г/см3

1,97

2,27

2,41

2,63

2,34

2,53

2,60

2,59

Водопоглощение, %

17,04

11,0

8,0

4,8

13,3

9,4

11,2

11,2

Открытая пористость, %

33,7

25,2

19,2

12,8

31,1

23,8

29,2

29,1

ТКЛР: α∙107, К–1

50

54

40

41

42

41

42

41

 

Результаты исследований показали, что с возрастанием концентрации модифицирующей добавки ZrO2 плотность образцов увеличивается, пористость и водопоглощение уменьшаются. Установлено также, что добавление оксида циркония незначительно увеличивает значения ТКЛР образцов.

Свойства для некоторых спеченных образцов серии 2 представлены в табл. 3.

В серии 2 можно проследить аналогичные зависимости – с возрастанием содержания в составах модифицирующей добавки увеличивается плотность образцов и уменьшаются водопоглощение и пористость. Поскольку образцы этой серии оказались хрупкими и разрушились, то дальнейшее исследование свойств этой серии стало невозможным.

Влияние модифицирующей добавки в этой серии несколько иное, чем в двух других сериях. Из данных на рис. 4 видно, что по мере возрастания концентрации ZrO2 происходит увеличение плотности, за исключением области концентраций оксида циркония 15–20 % (мольн.). Можно предположить, что снижение плотности и повышение пористости этих составов связано с худшим спеканием образцов, о чем свидетельствует более высокое содержание оксида циркония в составе по результатам РФА.

 

 

Рис. 4. Зависимость плотности образцов серии 3 от концентрации ZrO2

 

Образцы серии 1, по сравнению с образцами серий 2 и 3, содержат большее количество фазы Y2O3, в связи с этим спекание образцов этой серии проходит не полностью из-за сниженной стеклообразующей алюмосиликатной фазы SiO2–Al2O3 в составе, поэтому плотность образцов серии 1 меньше по сравнению с образцами других серий. Образцы серии 2 содержат в составе меньше всего фазы Y2O3 и больше стеклообразующей фазы SiO2–Al2O3, поэтому образцы этой серии склонны к разрушению при введении оксида циркония.

Исследование свойств составов трех серий показало, что эти материалы имеют высокую пористость, что является серьезным недостатком. Для устранения этого недостатка в состав композиции вводили спекающую добавку MgO.

Для проведения эксперимента выбран состав 1-5, в который вводили 1; 3 и 5 % (мольн.) MgO. После спекания образцов при температуре 1300 °С влияния добавки MgO не наблюдалось, оно зафиксировано только  после термообработки при температуре 1400 °С (табл. 5).

 

Таблица 5

Свойства состава 1-5 с MgO после термообработки при температуре 1400 °С

Cвойства

Значения свойств при концентрации MgO, % (мольн.)

1

3

5

Плотность, г/см3

3,09

3,39

2,90

Водопоглощение %

3,5

0,87

7,0

Открытая пористость, %

10,8

2,96

20,3

 

Исходя из полученной зависимости (рис. 5), можно сделать вывод, что оптимальным количеством спекающей добавки MgO является 3 % (мольн.).

 

Рис. 5. Влияние концентрации MgO на плотность образца состава 1-5

 

Образцы серий 1 и 3 спекали при температурах 1400 и 1450 °С и выдерживали 1 ч при этих температурах. После термообработки при температуре 1400 °С большинство образцов сохранили свою форму, а после термообработки при 1450 °С внешний вид образцов изменился – отмечены их вспучивание и оплавление, причем степень вспученности и оплавления увеличивается в образцах с содержанием оксида циркония от 5 до 20 % (мольн.). В составе 1-25 вспученность гораздо меньше, чем в составе 1-20, а в составах 1-30 и 1-35 она вообще не наблюдается.

Исследованные свойства образцов серий 1 и 3 приведены в табл. 6 и 7.

 

Таблица 6

Свойства образцов серии 1 после термообработки (ТО)

при температурах 1400 и 1450 °С

Свойства

Температура ТО, °С

Значения свойств для состава

1-5

1-10

1-15

1-20

1-25

1-30

1-35

Плотность, г/см3

1400

2,06

2,75

2,78

2,82

2,91

2,95

3,30

1450

1,23

1,12

1,36

1,41

2,57

2,62

3,07

Водопоглощение, %

1400

13,1

2,6

2,2

2,6

3,0

4,2

2,5

1450

7,5

9,1

16,5

12,8

11,9

1,35

0,08

Открытая пористость, %

1400

27,0

7,2

6,2

7,9

8,8

11,8

8,2

1450

9,2

10,2

21,8

18,1

15,9

3,5

0,23

 

Таблица 7

Свойства образцов серии 3 после термообработки (ТО)

при температурах 1400 и 1450 °С

Свойства

Температура ТО, °С

Значения свойств для состава

3-5

3-10

3-15

3-20

3-25

3-30

3-35

Плотность, г/см3

1400

2,15

2,67

2,79

2,83

2,84

1450

2,36

2,60

2,73

2,86

3,0

2,89

3,22

Водопоглощение, %

1400

14,8

0,7

0,7

9,0

8,3

1450

9,3

0,12

0,58

0,44

0,05

0,24

Открытая пористость, %

1400

31,8

1,9

1,9

25,5

23,7

1450

22,0

0,32

1,58

1,26

0,15

0,78

 

После обработки образцов серии 1 при температуре 1400 °С наблюдается улучшение свойств по сравнению с образцами, которые обработаны при 1300 °С. При этих температурах прослеживается одинаковая зависимость свойств от концентрации модифицирующей добавки ZrO2. После термообработки этих образцов при температуре 1450 °С наблюдались их вспучивание и ухудшение свойств (табл. 6). На рис. 6 показана зависимость пористости образцов, спеченных при температурах 1300, 1400 и 1450 °С, от содержания ZrO2.

 

 

Рис. 6. Зависимость открытой пористости от концентрации ZrO2 и температуры термообработки образцов серии 1

 

В серии 3 при спекании при температуре 1400 °С произошло оплавление образца состава 3-15. Таким образом, самым легкоплавким образцом в серии 3 оказался образец с содержанием оксида циркония 15 % (мольн.). После термообработки при 1450 °С большинство образцов этой серии оплавились. У составов серии 3 с содержанием оксида циркония 5; 30 и 35 % (мольн.) температуры плавления ˃1450 °С (табл. 7).

В работе также определены температуры деформации, происходящей под воздействием собственной массы, для спеченных образцов. Для этого образцы  положили на подложку определенным образом и поместили в печь. Далее следили за температурой, при которой образец начинал деформироваться. Проводили испытания девяти образцов (19), спеченных при температурах 1400 °С (1-5 (1), 1-10 (2), 1-30 (3), 3-5 (4), 3-35 (5), 1-20 (6), 1-15 (7), 3-30 (9)) и 1450 °С (1-15 (8)) (рис. 7).

 

 

Рис. 7. Образцы 19 после определения температуры деформации, происходящей под
воздействием собственной массы

 

Таким образом, установлена температура деформации образцов, произошедшей под воздействием собственной массы: для образца состава 3-30 она оказалась равной 1480 °С, а для образца состава 3-35: 1500 °С. У остальных образцов температура деформации была ˃1580 °С.

Заключения

Золь-гель методом получены стеклокристаллические материалы на основе иттрийалюмосиликатной системы с модифицирующей добавкой диоксида циркония. Благодаря получению материалов золь-гель методом температуры синтеза снижены на 200–300 °С.

Важной технологической характеристикой золь-гель метода является время гелеобразования растворов. Установлено, что все синтезируемые составы гелируют достаточно быстро – в течение не более 24 ч.

С помощью метода ДТА установлено, что температурный интервал кристаллизации составов системы Y2O3–Al2O3–SiO2 с модифицирующей добавкой ZrO2 составляет 1020–1270 °С.

По данным РФА определено, что с возрастанием концентрации оксида циркония уменьшается количество основной кристаллической фазы пиросиликата иттрия (β-Y2Si2O7) и увеличивается концентрация цирконийсодержащей фазы – тетрагональной модификации оксида циркония и силиката циркония ZrSiO4.

Установлено, что введение ZrO2 незначительно увеличивает значения ТКЛР синтезируемых материалов. Полученные значения ТКЛР ((40–50)∙10–7 К–1) оказались близки по величине к значениям ТКЛР для карбида кремния (SiC), что дает возможность использовать данные составы в качестве матрицы или защитного покрытия для материалов на основе SiC.

Исследование свойств спеченных образцов показало, что по мере возрастания концентрации ZrO2 происходит увеличение плотности и снижение пористости и водопоглощения. В работе также определена оптимальная концентрации ZrO2: в высококремнеземных составах концентрация добавки оксида циркония не может превышать 5 % (мольн.), а в высокоиттриевых – может достигать 20–25 % (мольн.).

При оптимальных температурах спекания 1400–1450 °С получены образцы с пористостью – до 5 % и водопоглощением – до 2 %.

По всем исследованным свойствам составы иттрийалюмосиликатной системы с модифицирующей добавкой оксида циркония зарекомендовали себя в качестве перспективного материала для дальнейшего исследования и использования их в качестве матриц и защитных покрытий для композиционных материалов на основе карбида кремния.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Каблов Е.Н. Материалы нового поколения – основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. № 2 (14). С. 16–21.
2. Гращенков Д.В. Стратегия развития неметаллических материалов, металлических композиционных материалов и теплозащиты // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 264–271. DOI: 10.8577/2071-9140-2017-0-S-264-271.
3. Евдокимов С.А., Щеголева Н.Е., Сорокин О.Ю. Керамические материалы в авиационном двигателестроении (обзор) // Труды ВИАМ. 2018. № 12 (72). Ст. 06. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 07.07.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-12-54-61.
4. Каблов Е.Н., Гращенков Д.В., Щеголева Н.Е., Орлова Л.А., Суздальцев Е.И. Радиопрозрачная стеклокерамика на основе стронцийалюмосиликатного стекла // Огнеупоры и техническая керамика. 2016. № 6. С. 31–38.
5. Евдокимов С.А., Солнцев С.Ст., Ермакова Г.В., Давлетчин Д.И. Высокотемпературное защитное покрытие для С–С композиционных материалов // Авиационные материалы и технологии. 2016. № 3 (42). С. 82–87. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-3-82-87.
6. Симоненко Е.П., Симоненко Н.П., Севастьянов В.Г., Гращенков Д.В., Кузнецов Н.Т., Каблов Е.Н. Функционально градиентный композиционный материал SiC/(ZrO2–HfO2–Y2O3), полученный с применением золь-гель метода // Композиты и наноструктуры. 2011. № 4. С. 52–64.
7. Aparacio M., Duran A. Yttrium silicate Coatings for Oxidation Protection of Carbon-silicon Carbide Composites // Journal of American Ceramic Society. 2000. Vol. 83. No. 6. P. 1351–1355.
8. Sun L., Shi X., Liu X. et al. Joining of Cf/SiC composites and Si3N4 ceramic with Y2O3–Al2O3–SiO2 glass filler for high-temperature applications // Ceramic International. 2021. Vol. 47. No. 11. P. 15622–15630.
9. Atkinson A., Segal D.L. Some Recent Developments in Aqueous Sol-Gel Processing // Journal of Sol-Gel Science and Technology. 1998. No. 13. Р. 133–139.
10. Wang L., Fan S., Sun H. et al. Pressure-less joining of SiCf/SiC composites by Y2O3–Al2O3–SiO2 glass: Microstructure and properties // Ceramic International. 2020. Vol. 46. No. 17. P. 27046–27056.
11. Zhou L., Huang J., Cao L. et al. A novel design of oxidation protective β-Y2Si2O7 nanowire toughened Y2SiO5/Y2O3–Al2O3–SiO2 glass ceramic coating for SiC coated carbon/carbon composites // Corrosion Science. 2018. Vol. 135. P. 233–242.
12. Воронов В.А., Лебедева Ю.Е., Сорокин О.Ю., Ваганова М.Л. Исследование защитного действия покрытия на основе иттрийалюмосиликатной системы на карбидокремниевом материале в условиях воздействия окислительной атмосферы // Авиационные материалы и технологии. 2018. № 4 (53). С. 63–73. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-4-63-73.
13. Симоненко Е.П., Симоненко Н.П., Копица Г.П., Almasy L., Горобцов Ф.Ю., Севастьянов В.Г., Кузнецов Н.Т. Эволюция при термической обработке мезоструктуры высокодисперсного Y3Al5O12, полученного золь-гель методом // Журнал неорганической химии. 2018. Т. 63. № 6. С. 661–669.
14. Simonenko N.P., Simonenko E.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. Preparation of Nanostructured Thin Films of Yttrium Aluminum Garnet (Y3Al5O12) by Sol-Gel Technology // Russian Journal of Inorganic Chemistry. 2016. Vol. 61. No. 6. P. 667–673.
15. Mackenzie J.D. Sol-Gel Research-Achievements Since 1981 and Prospects for the Future // Journal of Sol-Gel Science and Technology. 2003. No. 26. Р. 23–27.
16. Zarzyki J. Past and Present of Sol-Gel Science and Technology // Journal of Sol-Gel Science and Technology. 1997. No. 8. Р. 17–22.
17. Sainz М.A., Osendi M.I., Miranzo P. Protective Si–Al–O–Y glass coatings on stainless steel in situ prepared by combustion flame spraying // Surface & Coatings Technology. 2008. No. 202. P. 1712–1717.
18. Harrysson R., Vomacka P. Glass formation in the system Y2O3–Аl2О3–SiO2 under conditions of laser melting // Journal of the European Ceramic Society. 1994. No. 14. P. 377–382.
19. Kolitsch U., Seifert H.J., Ludwig T., Aldinger F. Phase equilibria and crystal chemistry in the Y2O3–Аl2О3–SiO2 system // Journal of Materials Research. 1999. Vol. 14. No. 2. P. 447–455.
20. Nasiri N.A., Patra N., Horlait D. et al. Thermal properties of rare-earth monosilicates for EBC on Si-based ceramic composites // Journal of American Ceramic Society. 2016. Vol. 99. P. 589–596.
21. Kolitsch U., Seifert H.J., Ludwig T., Aldinger F. Phase equilibria and crystal chemistry in the Y2O3–Аl2О3–SiO2 system // Journal of Materials Research. 1999. Vol. 14. No. 2. P. 447–455.
22. Fernandez-Carrion A.J., Allix M., Becerro A.I. Thermal expansion of rare-earth pyrosilicates // Journal of American Ceramic Society. 2013. Vol. 96. P. 2298–2305.
23. Лебедева Ю.Е., Гращенков Д.В., Попович Н.В., Орлова Л.А., Чайникова А.С. Разработка и исследование термостабильных покрытий, полученных золь-гель методом в системе Y2O3–Al2O3–SiO2, для SiC-содержащих материалов // Труды ВИАМ. 2013. № 12. Ст. 03. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 07.07.2021).
24. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
1. Kablov E.N. New generation materials – the basis of innovation, technological leadership and national security of Russia. Intellekt i tekhnologii, 2016, no. 2 (14), pp. 16–21.
2. Grashchenkov D.V. Strategy of development of non-metallic materials, metal composite materials and heat-shielding. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2017, no. S, pp. 264–271. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-264-271.
3. Evdokimov S.A., Shchegoleva N.E., Sorokin O.Yu. Ceramic materials aviation engineering (review). Trudy VIAM, 2018, no. 12 (72), paper no. 06. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: July 7, 2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-12-54-61.
4. Kablov E.N., Grashchenkov D.V., Shchegoleva N.E., Orlova L.A., Suzdaltsev E.I. Radiotransparent glass ceramics based on strontium aluminosilicate glass. Ogneupory i tekhnicheskaya keramika, 2016, no. 6, pp. 31–38.
5. Evdokimov S.A., Solntsev S.St., Yermakova G.V., Davletchin D.I. High-temperature protective coating for C–C composite materials. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2016, no. 3 (42), pp. 82–87. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-3-82-87.
6. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Sevastianov V.G., Grashchenkov D.V., Kuznetsov N.T., Kablov E.N. Functionally gradient composite material SiC / (ZrO2 – HfO2 – Y2O3) obtained using the sol-gel method. Kompozity i nanostruktury, 2011, no. 4, pp. 52–64.
7. Aparacio M., Duran A. Yttrium silicate Coatings for Oxidation Protection of Carbon-silicon Carbide Composites. Journal of American Ceramic Society, 2000, vol. 83, no. 6, pp. 1351–1355.
8. Sun L., Shi X., Liu X., Fang J., Liu C., Zhang J. Joining of Cf/SiC composites and Si3N4 ceramic with Y2O3–Al2O3–SiO2 glass filler for high-temperature applications. Ceramic International, 2021, vol. 47, no. 11, pp. 15622–15630.
9. Atkinson A., Segal D.L. Some Recent Developments in Aqueous Sol-Gel Processing. Journal of Sol-Gel Science and Technology, 1998, no. 13, pp. 133–139.
10. Wang L., Fan S., Sun H. et al. Pressure-less joining of SiCf/SiC composites by Y2O3–Al2O3–SiO2 glass: Microstructure and properties. Ceramic International, 2020, vol. 46, no. 17, pp. 27046–27056.
11. Zhou L., Huang J., Cao L. et al. A novel design of oxidation protective β-Y2Si2O7 nanowire toughened Y2SiO5/Y2O3–Al2O3–SiO2 glass ceramic coating for SiC coated carbon/carbon composites. Corrosion Science, 2018, vol. 135, pp. 233–242.
12. Voronov Vs.A., Lebedeva Yu.E., Sorokin O.Yu., Vaganova M.L. Investigation of the high-temperature coatings properties on the basis of an yttrium-alumosilicate system for the protection of SiC materials from the action of an oxidizing environment. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2018, no. 4 (53), pp. 63–73. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-4-63-73.
13. Simonenko E.P., Simonenko N.P., Kopitsa G.P., Almasy L., Gorobtsov F.Yu., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. Evolution during heat treatment of the mesostructure of highly dispersed Y3Al5O12 obtained by the sol-gel method. Zhurnal neorganicheskoy khimii, 2018, vol. 63, no. 6, pp. 661–669.
14. Simonenko N.P., Simonenko E.P., Sevastyanov V.G., Kuznetsov N.T. Preparation of Nanostructured Thin Films of Yttrium Aluminum Garnet (Y3Al5O12) by Sol-Gel Technology. Russian Journal of Inorganic Chemistry, 2016, vol. 61, no. 6, pp. 667–673.
15. Mackenzie J.D. Sol-Gel Research-Achievements Since 1981 and Prospects for the Future. Journal of Sol-Gel Science and Technology, 2003, no. 26, pp. 23–27.
16. Zarzyki J. Past and Present of Sol-Gel Science and Technology. Journal of Sol-Gel Science and Technology, 1997, no. 8, pp. 17–22.
17. Sainz М.A., Osendi M.I., Miranzo P. Protective Si–Al–O–Y glass coatings on stainless steel in situ prepared by combustion flame spraying. Surface & Coatings Technology, 2008, no. 202, pp. 1712–1717.
18. Harrysson R., Vomacka P. Glass formation in the system Y2O3–Аl2О3–SiO2 under conditions of laser melting. Journal of the European Ceramic Society, 1994, no. 14, pp. 377–382.
19. Kolitsch U., Seifert H.J., Ludwig T., Aldinger F. Phase equilibria and crystal chemistry in the Y2O3–Аl2О3–SiO2 system. Journal of Materials Research, 1999, vol. 14, no. 2, pp. 447–455.
20. Nasiri N.A., Patra N., Horlait D. et al. Thermal properties of rare-earth monosilicates for EBC on Si-based ceramic composites. Journal of American Ceramic Society, 2016, vol. 99, pp. 589–596.
21. Kolitsch U., Seifert H.J., Ludwig T., Aldinger F. Phase equilibria and crystal chemistry in the Y2O3–Аl2О3–SiO2 system. Journal of Materials Research, 1999, vol. 14. no. 2, pp. 447–455.
22. Fernandez-Carrion A.J., Allix M., Becerro A.I. Thermal expansion of rare-earth pyrosilicates. Journal of American Ceramic Society, 2013, vol. 96, pp. 2298–2305.
23. Lebedeva Yu.E., Grashhenkov D.V., Popovich N.V., Orlova L.A., Chajnikova A.S. Development and research of the thermostable coverings, received sol-gel method in Y2O3–Al2O3–SiO2system, for SiC-containing materials. Trudy VIAM, no. 12, paper no. 03. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: July 7, 2021).
24. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.