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 Y2O3–Al2O3–SiO2, полученных золь-гель методом. Установлено, что температурный интервал кристаллизации составов системы Y2O3–Al2O3–SiO2 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.
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 Y2O3–Al2O3–SiO2 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 (1–9), 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 1–9 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.
- Каблов Е.Н. Материалы нового поколения – основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. № 2 (14). С. 16–21.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- Zarzyki J. Past and Present of Sol-Gel Science and Technology // Journal of Sol-Gel Science and Technology. 1997. No. 8. Р. 17–22.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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).
- 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.