Механохимические аспекты активации и получение керамических материалов на основе карбида кремния тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.17.11, кандидат технических наук Вихман, Сергей Валерьевич

• Вихман, Сергей Валерьевич
• кандидат технических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат технических наук Вихман, Сергей Валерьевич

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. Аналитический обзор

1.1. Природа химической связи, электронное строение и некоторые свойства SiC

Кристаллическое строение карбида кремния

Термодинамика карбида кремния

Свойства карбида кремния

1.2. Активирование процессов массопереноса в материалах на основе SiC

1.3. Взаимная растворимость и свойства материалов системы SiC-AIN

1.4. Свойства материалов на основе систем SiC-MeB2, SiC-MeC

1.5. Выводы по аналитическому обзору: 1

2. Характеристика исходных материалов и методики исследований

2.1. Характеристика исходных материалов

2.2. Методики исследований

Обработка результатов эксперимента

3. Механохимические методы активации процессов уплотнения материалов

на основе SiC

3.1. Механическая активация массопереноса в системе SiC-AIN

3.2. Химическая активация уплотнения материалов системы SiC-AIN

3.3. Изучение взаимодействия в системах SiC-MeIV VC

3.4. Исследование уплотнения и структуры материалов системы SiC-TiB2

4. Свойства материалов систем SiC-AIN и SiC-TiB2

4.1. Свойства керамических материалов системы SiC-AIN

4.2. Свойства керамических материалов системы SiC-TiB2

4.3. Применение материалов системы SiC-TiB2 при производстве керамики

инструментального назначения

ВЫВОДЫ

Список использованных источников

Приложение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Механохимические аспекты активации и получение керамических материалов на основе карбида кремния»

ВВЕДЕНИЕ

Разрабатываемая в настоящее время керамика предназначена для службы в экстремальных условиях - при высоких температурах, в агрессивных средах, в условиях высоких динамических механических нагрузок. Керамическая технология направлена на создание материалов, в которых на стадии производства закладывается возможность регулирования их структуры, в свою очередь ответственной за обширный комплекс физико-механических и электрофизических параметров. Основными структурными параметрами керамики, влияющими на ее свойства, являются фазовый состав, пористость и размер фазовых составляющих. Высокий уровень свойств новой керамики обеспечивается использованием специально изготовленных порошков, как правило, ультрадисперсных, т.е. с размером частиц (<0.1 мкм).

Материалы на основе карбида кремния, обладающего полупроводниковой природой и уникальным комплексом свойств - высокими теплопроводностью, твердостью, устойчивостью к действию химически активных сред и высоких температур, нашли широчайшее применение в огнеупорной, абразивной, машиностроительной промышленности, включая материалы для двигателестроения, в электронике и электротехнике. Свойства и назначение материалов на основе БЮ в значительной степени определяются природой остальных компонентов, входящих в материал. Композиционная керамика на основе систем БЮ-бескислородое соединение (карбид, нитрид, борид, силицид) наиболее перспективна при создании конструкционных материалов и материалов для электроники, способных

Основной технологической задачей, которую необходимо решать при производстве материалов на основе ковалентных бескислородных соединений, в частности БЮ, является получение плотной керамики.

Электронное строение и кристаллохимические особенности SiC определяют не только высокий уровень его физических свойств, но и низкую диффузионную подвижность атомов в решетке SiC, что чрезвычайно замедляет процессы массопереноса при твердофазном спекании керамики на его основе, препятствуя формированию межчастичных контактов и получению беспористых материалов. Поэтому наиболее актуальной задачей, применительно к производству керамики на основе SiC, является поиск добавок и рациональное их введение, а также разработка технологических приемов, позволяющих существенно активировать диффузионные процессы при спекании и придающих получаемым гетерофазным материалам уникальный набор свойств.

Исследованию приемов, активирующих спекание материалов в системах SiC-AIN, SiC-MeC, SiC-Tilb, и свойств полученных материалов посвящена настоящая работа.

Существенно интенсифицировать диффузионный массоперенос позволяют добавки, образующие твердые растворы с основой; для SiC в этой роли выступает A1N, который, растворяясь в SiC, вероятно, позволит получить полупроводниковый материал для высокотемпературной службы с большей, чем у карбида кремния шириной запрещенной зоны. Анализ имеющихся сведений о свойствах реализованных материалов позволяет дать следующие рекомендации при создании материалов на основе системы SiC-AIN: порошковые компоненты необходимо использовать в мелкодисперсном (ультрадисперсном) состоянии, что позволяет реализовывать благодаря соизмеримости путей диффузии с размером зерен компонентов объемную усадку на стадии спекания. Для дополнительной интенсифицикации диффузионных процессов следует подвергнуть порошки обоих компонентов высокоэнергетическому воздействию, например, барической обработке в камерах сверхвысокого давления, с целью наведения значительного числа

дефектов, активирующих диффузию в материале; активировать уплотнение при спекании (Т=1900-2100°С) материалов системы БЮ-АШ введением малого количества добавок (например У203), дающих при температурах спекания жидкую фазу, не взаимодействующую с основой, а значит не оказывающую заметного влияния на электрофизические свойства получаемых материалов.

С целью создания композиционных материалов конструкционного назначения, в которых регулируются как фазовый состав и дисперсность исходных фазовых составляющих, влияющих на кинетику массопереноса при формировании структуры, так и конечные структурно-чувствительные свойства материала, можно применять не только соединения, образующие твердые растворы с БЮ, но и использовать соединения, сосуществующие с 8гС ниже температуры его разложения (~2760°С) практически без взаимного растворения компонентов в твердом состоянии и не образующие с ним химических соединений, если такие бинарные системы описываются эвтектическими диаграммами состояния.

Ранее в работах кафедры керамики Технологического института было показано, что БЮ сосуществует с большим числом тугоплавких соединений, среди которых следует выделить дибориды переходных металлов. Их высокие температуры плавления, твердость, электропроводность, малый коэффициент линейного расширения делают перспективными керамические композиции, в частности, в системах БЮ-Ме^'^Вг- Эвтектический характер контактного взаимодействия компонентов при Т>Тэбт создает условия образования расплавов в широком интервале температур и концентраций компонентов, что также существенно активирует- спекание.

Целью данной работы является исследование влияния различных приемов механохимической активации на уплотнение и свойства получаемых материалов, исследование комплекса их физико-химических свойств и

электрофизических характеристик, и создание керамических материалов конструкционного, электротехнического и инструментального назначения с

использованием таких веществ.

Для достижения поставленной цели в диссертации решены следующие

вопросы:

- изучено строение квазибинарных систем БЮ-ТлС, 8Ю-УС, на основании полученных данных и исследованных ранее закономерностей строения систем - Ме1ЛГ"у1В2, Ме1УЛ?С - Ме№¥В2 построены

предположительно квазибинарные неизученные системы 81С - Ме|УЛ1С;

- исследовано влияние механоакгивации квазигидроетатическим обжатием на накопление дефектов в порошках 8Ю и АГЫ;

- изучены закономерности структурообразования при получении компактных керамических материалов в указанных системах с применением порошков, подвергнутых механоакгивации, и при введении спекающих добавок;

исследованы основные физико-механические свойства и электрофизические характеристики созданных спеченных и горячепрессованных материалов;

- изготовлены и испытаны резцы из разработанного в настоящем

исследовании материала.

1. Литературный обзор

.1.1. Природа, химической связи, электронное строение и некоторые свойства 81С

Кристаллическое строение карбида кремния.

Карбид кремния БЮ представляет собой химическое соединение, имеющее близкий к стехиометрическому состав: 50% (ат.) и 50% (ат.) углерода. В работе [1] Шэффер показал, что для ЭЮ наблюдаются отклонения от стехиометрии. Было найдено, что для р-БЮ отношение : С = 1.049, а для ос-ВЮ - 1.032.

Карбид кремния - соединение с преимущественным ковалентным типом химической связи. В кристалле карбида кремния имеет место гибриди-зованная алмазоподобная яр3-связь с тетраэдрической пространственной конфигурацией [2]. Такой тип связи отличается наибольшей прочностью.

Своеобразие свойств карбида кремния можно объяснить особенностями электронного строения этого соединения. Электронные я-ф-переходы в атомах углерода и кремния приводят к образованию энергетически устойчивых конфигураций яр3, ответственных за реализацию прочных ковалентных связей. Так как ¿//-конфигурация имеет наиболее высокую энергетическую устойчивость при наименьшем главном квантовом числе, она является весьма прочной в энергетическом отношении системой, близкой по физическим характеристикам к алмазу [3].

Теоретический расчет, выполненный в [4], показал, что к чисто кова-лентному состоянию относится 78% общей энергии связи Б! - С; 3% соответствуют такому состоянию, когда оба валентных электрона находятся у атома 9% - когда электроны находятся у атома углерода, а 10% приходятся на долю смешанных состояний.

Длина связи - С равна 1,888 А [5], что согласуется с ковалентным типом связи. По данным Полинга [3], разность электроотрицательностей

атомов углерода и кремния (Ах = 2,5—1,8 = 0,7) отвечает 12% ионной связи в карбиде кремния. Ковалентный характер и высокая прочность связи определяют энергетическую и механическую прочность карбида кремния.

SiC существует в двух основных кристаллических модификациях -кубической со структурой типа сфалерита, названной p-карбидом кремния, и гексагональной плотноупакованной, названной a-карбидом кремния. Кроме двух основных полиморфных модификаций, карбид кремния образует большое количество политипов на основе гексагональной модификации.

Все политипные структуры SiC (в настоящее время их обнаружено более ста двадцати) построены по законам плотной шаровой упаковки и отличаются между собой порядком чередования двойных гексагональных слоев углерода и кремния. Каждый атом углерода находится в центре тетраэдра, образованного из атомов кремния, и наоборот, т. е. координационное число для всех политипов SiC равно четырем [6]. Тройные оси этих тетраэдров параллельны между собой, а основания тетраэдров в соседних слоях могут быть параллельны или антипараллельны.

Все без исключения политипы SiC (кубический, гексагональные и ромбоэдрические) могут быть описаны в гексагональных осях таким образом, что шестерная ось С будет перпендикулярна плоскости гексагональных слоев. В ряду политипных структур, число которых в принципе не ограничено, крайние положения занимают структуры типа сфалерита с чередованием ABC ABC ... (кубическая структура) и типа вюрцита с чередованием АВ АВ ... (гексагональная структура).

Структура типа сфалерита p-SiC является чисто кубической и характеризуется тем, что каждый слой в положениях А, В или С всегда окружен разноименными положениями; структура типа вюрцита 2Н - чисто гексагональная (степень гексагональности 100%), так как каждый слои окружен одноименными положениями: положение слоя А только в окружении В и наоборот. Все остальные политипные структуры SiC по проценту гексагональ-

ности являются промежуточными между P-SiC и 2Н |3].

У различных политипов SiC при уменьшении степени гексагональ-ности структуры величина с/п закономерно уменьшается, параметр гексагонального слоя а увеличивается, отношение осей с/па также увеличивается [7]. Обзор данных, приведенный в [3], говорит о том, что в гексагональной структуре, а также в слоях 6Н, находящихся в гексагональном окружении (BAB, САС), связи Si - С растянуты по оси С и сжаты в трех остальных направлениях. Несмотря на различие длин связей в структуре 6Н, валентные углы не искажены и равны углам правильного тетраэдра, т. е. 109.5°.

Плотность всех политипов a-SiC неизменна и составляет 3.217 г/см3 **

для (З-SiC - 3.215 г/см [8], а для любого атома Si и С первая и вторая координационные сферы одинаковы. Даже при сравнении P-SiC и политипа 2Н-SiC различия в структуре проявляются лишь в третьей и четвертой координационных сферах. При этом вероятность существования того или иного политипа должна определяться термодинамическими соображениями [2].

Различными исследователями были сделаны попытки связать образование тех или иных политипов с наличием примесей. Так, авторы [4] отмечали, что накопление примесей на грани растущего кристалла SiC может вызвать периодическое возмущение, приводящее к образованию различных политипов.

По данным [9], переход р -> а осуществляется за счет поверхностной диффузии. Автор [10] доказал, что переход Р -» а имеет твердофазный характер. Им была исследована структура кристаллов P-SiC, отожженных при температурах выше 2000° С в засыпке SiC, т. е. в условиях, когда испарение и диссоциация кристаллов SiC были подавлены. Тем не менее, фазовый переход наблюдался без каких-либо аномалий.

Однако Уитни и Шэффер [1], изучая переходы Р а при давлении 20—60 кбар и температурах 1200—2000°С, показали, что при отсутствии примесей в этих условиях политипные переходы не происходят. В то же

время бор и азот, образующие твердый раствор в SiC, способствуют превращению а—>р, a нерастворимая в SiC примесь железа стимулирует переход P~»ql

Шэффер [1] сделал попытку установить области стабильного существования политипов SiC в зависимости от содержания примесей и давления. При этом он предположил, что совместное воздействие двух примесей (азота и бора или азота и алюминия) ведет к образованию политипа SiC, изоморфного соответствующему нитриду. Например, легирование SiC бором и азотом приводит к стабилизации |3-SiC, изоморфного кубическому BN, а легирование SiC алюминием и азотом к стабилизации политипа SiC, имеющего структуру вюрцита (2Я), в которой кристаллизуется AIN" (рис. 1).

В процессе кристаллизации на поверхности крупных монокристаллов SiC, полученных в промышленной печи, Вермой [11] были обнаружены под фазово-контрастным микроскопом многочисленные спирали роста. Верма [11], используя метод многолучевой интерферометрии, измерял высоту ступеньки спиралей роста на кристаллах 6Н-SiC и показал, что она равна параметру с элементарной ячейки данного политипа. Эти результаты позволяли сделать вывод, что причиной политипизма в карбиде кремния является, возможно, спиральный рост кристаллов вокруг винтовых дислокаций с различными векторами Бюргерса [2].

Однако дислокационная теория политипизма не объясняет, почему даже основные структуры 4Н, 6Н и 15R, из которых образуются все политипы SiC, не равновероятны. Обширный экспериментальный материал по фазовому анализу говорит о том, что из гексагональных политипов наиболее часто встречается среди промышленных кристаллов и кристаллов, выращенных из газовой фазы или расплавов, лолитип 6Н.

Резюмируя изложенные выше многочисленные и зачастую противоречивые результаты исследований, представляется возможным сделать еле-

Влияние давления азота и содержания бора и алюминия: на

политипный состав SiC [1]

§4 32 16

S 4 2

1

7

6Н \

Заключение диссертации по теме «Технология силикатных и тугоплавких неметаллических материалов», Вихман, Сергей Валерьевич

146 ВЫВОДЫ

1. Разработаны технологические приемы создания керамических материалов в системе SiC-AIN с регулируемыми эксплуатационными характеристиками, основанные на применении механоактивации компонентов и использовании их в различном дисперсном состоянии.

2. Квазигидростатическое обжатие при Р=7 ГПа в КСВД (механоактивация) обеспечивает наведение повышенной концентрации дефектов в SiC и A1N и рост активности порошков, что при последующем спекании позволяет интенсифицировать диффузионные процессы, ответственные за образование ТР SiC-AIN, так как порошки остаются "активными" в используемом интервале температур спекания. Для SiC критическое давление, с которого фиксируется начало микродеформации, выше чем у AIN; рост дисперсности обоих материалов приводит к росту Ркр. Размер блоков мозаики уменьшается незначительно, что свидетельствует о затрудненности генерирования дислокаций.

3. С использованием комплекса физико-химических методов анализа установлены закономерности эволюции фазового состава и структуры спеченных материалов системы SiC-AIN: композиции из механоактивированных порошков образуют при термообработке ТР на основе Я-политипов SiC (преимущественно 4Н), материалы из недеформированных порошков, кроме случая с SiC (d:iCpna=0.5-l мкм), оставались двухфазными. В материалах с содержанием A1N>20% обнаружен ТР на базе 2//-A1N.

4. Разработана технология получения плотной керамики в системе SiC-AIN, основанная на введении активирующей спекание добавки Y203, приводящей к образованию при Т=1850-2000°С жидкой фазы, что позволяет получить керамику с прочностью 500-900 МПа. Разработаны технологические приемы получения высокотемпературных полупроводниковых материалов с регулируемыми в широких пределах электрофизическими характеристиками (рул -10"' - 104 Омхсм, п- и р-типом проводимости, увеличенной шириной запрещенной зоны).

5. Установлено, что системы SiC-TiC и SiC-VC являются квазибинарными ниже температуры разложения SiC и описываются диаграммами состояния эвтектического типа, с температурами эвтектик соответственно 2320°С и 2220°С. Состав эвтектик в системах соответствует композициям со следующим мольным соотношением компонентов: SiC (55%) - TiC (45%), SiC (40%) - VC (60%).

6. На основе системы SiC-TiB2 разработана технология ГП-керамики, позволяющая получать материалы, с псевдоэвтектической структурой; такая керамика обладает высокой твердостью, прочностью - 450 МПа и повышенной окалиностойкостью в интервале Т=1000-1300°С. Показано, что у керамики с псевдоэвтектической структурой прочность при Т=1600°С возрастает до 510 МПа в защитной среде (более чем двукратное увеличение прочности по сравнению с таковой у керамики из индивидуальных соединений).

7. Установлено, что материалы системы SiC-TiB2 перспективны для создания керамических композиций инструментального назначения (в качестве связки для кубического BN). Разработаны композиционные резцы, превосходящие по своим режущим свойствам выпускаемый промышленностью композит - 05ИТ.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Вихман, Сергей Валерьевич, 1999 год

Список использованных источников:

1. Карбид кремния. Под ред. Г. Хениша, Р. Роя. М.: Мир, 1972. 349 с.

2. Карбид кремния. Под ред. И.Н. Францевича. Киев: "Наукова думка",

1966. 360 с.

3. Гнесин Г.Г. Карбидокремниевые материалы. М.: "Металлургия", 1977.

215 с.

4. Церцвадзе А.А., Чхартшвилли Ю.В., Качлишвили З.С. Расчет ионной и атомной долей связи в кристаллах карбида кремния //Физика твердого

тела. 1962, т.4, №7. с. 1743-1747.

5. Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения. Т. 2. М.: Мир, 1971. 310 с.

6. Ормонт Б.Ф. Введение в физическую химию и кристаллохимию полупроводников. М.: Высшая школа, 1968. 487 с.

7. Silicon carbide a high temperature semiconductor. Process conference, Oxford - New York - London - Paris.: Pergamon press, 1960. p. 312

8. Неметаллические тугоплавкие соединения /Т. Я. Косолалова, Т. В. Андреева, Т. Б. Бартницкая и др. // М.: Металлургия, 1985. 224 с.

9. Knippenberg W. F. Phase relationship in the silicon - carbon system II Philips research report. 1963, №18. p. 161-274.

10. Ягодзинский X. Переход от кубического SiC к гексагональному как реакция в твердом состоянии // Кристаллография. 1971. т. 16, №6. с.1235-1246.

11. Верма А. Рост кристаллов и дислокаций. М.: Мир, 1958. 216 с.

12. Das dreistoff system molybdan - silizium - kohlenstoff / Novotny H., Parthe H., Kiffer R. u. a. // Montash. Chem. 1954. Bd. 85, №1. p.255-267.

13. Брохин И.С., Функе B.C. Твердые сплавы. (Сб. ВНИИТС вып.1) М.: "Металлургия", 1969. с.226-239.

14. "Кингери У .Д. Введение в керамику. М.: Стройиздат, 1967. 499 с.

15. Войтович Р.Ф. Тугоплавкие соединения. Термодинамические характеристики. Киев: "Ыаукова думка", 1971. 220 с.

16. Конструкционные материалы и изделия на основе углерода / М.А. Авдеенко, В.Д. Белгородский, Г.Н. Багров и др. // М.: Металлургия, 1970.

64 с.

17. Кайнарский И.С., Дегтярева Э.В. Карборундовые огнеупоры. М.: Металлургиздат, 1963. 252 с.

18. Гнесин Г.Г. Бескислородные керамические материалы. Киев. Техника, 1987. 152 с.

19. Гегузин Я.Е. Физика спекания. М.: "Наука", 1984. 312 с.

20. Keishi Negita. Effective sintering aids for silicon carbide ceramics: reactivities of silicon carbide with various additives II J. Amer. Ceram. Soc.

1986. Y.69, №12 C-308 - C-310.

21. Maddrell E. R. Pressureless sintering of silicon carbide./'/' J. Mater. Sci. Lett.

1987. Y.6, № 4, p. 486—488.

22. Заявка 63-60157 Япония, МКИ4 С 04 В 35/56, Керамика из Р-карбида кремния и способ ее получения./ Ямаути Хидэтоси, Хасэгава Харухиса, Хирамацу Сэйдзи (Яп.); Ибидэн к. к. - №61-203806; Заявл. 01.09.86; Опубл. 16.03.88 5с.

23. Microstructural developments in pressureless-sintered p-SiC materials with Al, B, and С additions / Shinzaki S., Williams Robert M., Juterbock B. N. et. all// Amer. Ceram.. Soc. Bull. 1985. ¥.64, № 10. p. 1318-1393

24. Yo Tadjima, W. D. Kingery. Solid solubility of aluminum and boron in silicon carbide //J. Amer. Ceram. Soc. 1982. ¥.65, №2, C-27 - C-29.

25. Takahashi Ken, Jimbou Ryutaro. Effect of uniformity on the electrical resistivity of SiC— ZrB2 ceramic composites // J. Amer. Ceram. Soc. 1987. ¥.70, №12, C-369- C-379.

26. Elastic properties and microcracking behavior of particulate titanium diboride - silicon carbide composites / Ming-Jen Pan, Hoffman P.A., Green D.J., Hellmann J R. //1. Amer. Ceram. Soc. 1997. V.80, №3, p.692-698.

27. Chae Ki-Woong, Niihara Koichi, Kim Doh-Yeon. Effect of Cr3C2 addition on the SiC-TiC composite // J. Amer. Ceram. Soc. 1996. V.79, №12, p. 33053308.

28. Андреева Т.В., Горячев Ю.М. Диэлектрики и полупроводники /7 Киев: Высшая школа, 1974. вып. 6 с. 101-103.

29. Самсонов Г.В. Неметаллические нитриды. М.: Металлургия, 1969. 264 с.

30. Олейник Г.С., Шевченко О.А., Кузензсова М.А. Механизм формирования самоармированных AlN-материалов // Электронная микроскопия и прочность материалов. - Киев: НАН Украины. ИПМ им. Францевича, 1994. с.78-93.

31. Rafaniello W., Cho К., Virkar A.V. Fabrication and characterization of SiC-A1N alloys / J. Mater. Sci. 1981. V.16, №12. p. 3479-3478.

32. Суханек Г.П., Таиров Ю.М., Цветков В.Ф. Оценка важнейших электрофизических параметров твердых растворов SiC - нитриды АШВ¥ //Письма в ЖТФ. 1983. т.9,№12. с.29-33.

33. Критерии образования твердых растворов на основе карбида кремния / Сафаралиев Г.К., Суханек Г.П., Таиров Ю.М. и др. // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1986. т.22, №11. с. 1839-1841.

34. Патент США № 4141740, МКИ2 С 04 В 35/58; С 04 В 35/58. Твердые растворы и процессы производства твердых растворов./ Cutler J.B., Miller P.D. (США); №880414 Заявл. 23.02.78; Опубл. 27.02.79. НКИ 106/44. 8 с.

35. New materials in Si-C-Al-O-N and related systems /Cutler J.B., Miller P.D., Rafaniello W. et. all /'/' Nature. 1978. V.275, №5679. p. 434-435.

36. Bensten L. D., Hasselman D.P.H., Ruh R. Effect of hot-pressing temperature on the thermal diffusivity/conductivity of SiC/AIN composites // J. Amer. Ceram. Soc. 1983. V.66, №3. p. C-40-C-41.

37. Скороход В.В. Теория физических свойств пористых и композиционных материалов и принципы управления их микроструктурой в технологических процессах // Порошковая металлургия. 1995, №1-2. с.53-71.

38. Sachet J. P., Laval J. Y., Bioussaud D. Thermal and electrical properties of sintered AIN-based ceramics - relationships with the microstructure // Silicat. Ind. 1989. ¥.54, №7-8. p. 113-122.

39. Ruh R., Zangvil A. Composition and properties of hot-pressed SiC-AIN solutions // J. Amer. Ceram. Soc. 1982. ¥.65, №5. p.260-265.

40. Образование твердых растворов в системе SiC-AIN при спекании мелкодисперсных порошков / Н.Б. Рафаевич, В.Ф. Цветков, А.И. Комов, Лосевская С.Г // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1990. т.26, №5. с.973-977.

41. Образование твердых растворов в процессе совместного синтеза SiC и A1N / Курдюмов А.В., Бритун В.Ф., Зелявский В.Б. и др. // Карбиды и материалы на их основе. - Киев: НАН Украины. ИПМ им. Францевича.

1.995. с. 68-75.

42. Zangvil A., Ruh R. Solid solutions and composites in the SiC-AIN and SiC-BN systems // Mater. Sci. Eng. 1985. ¥.71, №5. p.159-164.

43. Tian Q., Virkar A.Y. Interdiffusion in SiC-AIN and AlN-Al2OC systems.// J. Amer. Ceram. Soc, 1996. ¥.79, №8. p.2168-2174.

44. Preparation of silicon carbide/aluminum nitride ceramics using organometallic precursors / Gzekaj C., Hackney M., Hurley Jr.W. et al.// J. Amer. Ceram.. Soc 1990. . V.73, №2. p.352-357.

45. Патент США № 4687657, МКИ4 С 04 В 35/64. Производство SiC-AlN-сплавов. / Clark J.T., Johnson R. Е. (США); №872312 Заявл. 09.06.86; Опубл. 18.08.87. НКИ 423/412. 6 с.

46. Zangvil A., Ruh R. Phase relationships in the silicon carbide - aluminum nitride system // J. Amer. Ceram. Soc, 1988. ¥.71, №10. p.884-890.

47. Бритун В.Ф., Курдюмов А.В. Формирование структурно-химических неоднородностей и развитие самоармирования в поликристаллах системы AIN-SiC-O / Электронная микроскопия и прочность материалов // Киев: НАН Украины. НИМ им. И. II. Францевича, 1994. с.85-89.

48. Образование длиннопериодных и одномерно разупорядоченных структур в системе SiC-AlN-0 / Бритун В.Ф, Курдюмов А.В., Бартницкая Т.С. и др. // Порошковая металлургия. 1994, №5/6. с.97-101.

49. Состояние и кристаллическая структура продуктов взаимодействия SiC с Si02 /Хаенко Б.В., Прилуцкий Э.В., Михаилик А.А. и др.// Изв. РАН. Неорганические материалы. 1995. т.31, №3. с. 327-332.

50. Kuo S.Y., Virkar A.V. Morphology of phase separation in AIN-AbOC and SiC-AIN ceramics // J. Amer. Ceram. Soc. 1990. V.73, №9. p.2640-2646.

51. Chen J., Tian Q., Virkar A.V. Phase separation in the SiC-AIN pseudobinary system: the role of coherency strain energy 11 J. Amer. Ceram. Soc. 1992. ¥.75, №4. p.809-821.

52. Microstructure and mechanical properties of hot-pressed silicon carbide-aluminum nitride compositions / Xu Y., Zangvil A., Landon M., Thevenot F.// J. Amer. Ceram. Soc. 1992 ¥.75, №2. p.325-333.

53. Huang J.L., Jih J.M. Investigation of SiC-AIN: Part II, mechanical properties //J. Amer. Ceram. Soc. 1996. ¥.79, №5. p.1262-1264.

54. Sintering behaviour and properties of SiCAlON ceramics / Huang J.L., Hurford A.C., Cutler R.A., Virkar A.¥. // J. Mater. Sci. 1986. ¥.21, №4. p. 1448-1456.

55. Jou Z.C., Kuo S.Y., Virkar A.¥. Evaluted-temperature creep of silicon carbide-aluminum nitride ceramics: role of grain size // J. Amer. Ceram. Soc.

1986. ¥.69, №11. p. С-279—C-281.

56. Механические свойства материалов на основе карбида кремния и нитрида алюминия / В. К. Казаков, В. А. Мельникова, С. Н. Дуб, В. И. Мильнев // Сверхтвердые материалы. 1987, № 6. с. 29-32.

57. Изучение структуры и свойств керамики карбид кремния - нитрид алюминия при высоких температурах / В. А. Мельникова, В. К. Казаков, П. С. Кислый, В. К. Сульженко // Сверхтвердые материалы. 1991, №2 с.33-36.

58. Патент США № 4753903, МКИ4 С 04 В 35/56. Спеченное карбидокремниевое изделие и способ его производства / $акп А. (Яп.); №846896 Заявл. 27.03.86; Опубл. 28.06.88. НКИ 423/412. 6 с.

59. Патент США № 4569922, МКИ4 С 04 В 35/56. Спеченное 8Ю-АШ изделие и процесс его производства./ Бигок] К. (Яп.); №558896 Заявл. 07.12.83; Опубл. 11.02.86. НКИ 501/89. 9 с.

60. Патент США № 4539298, МКИ4 С 04 В 35/56, С 04 В 35/58. Высокотеплопроводный керамический материал. / Коп1еуа К., Тз^е А., 1поие Н., ОЫа Н.(Яп.); №443955 Заявл.23.11.82; Опубл.03.09.85. НКИ 501/89. 5 с.

61. Заявка 59-107975, Япония. МКИ С 04 В 35/56, С 04 В 35/58. Спеченное изделие на основе и способ его изготовления. / Сузоки Кэйитиро (Яп.); № 57-213984. Заявл. 08.12.82; Опубл. 22.06.84. 8 с.

62. Шипилова Л.А., Касьяненко А.А. Электрофизические свойства пористой карбидокремниевой керамики // Порошковая металлургия. 1993, №4. с.85-89.

63. С.С. Орданьян. Закономерности взаимодействия в системах У1В2 //ЖПХ 1993. Т.66, вып. 11. а 2439-2444.

64. Система БЮ-ТШг - основа высокотвердых износостойких материалов / С.С. Орданьян, А.И. Дмитриев, Е.К. Степаненко и др. // Порошковая металлургия. 1987, № 5. с. 32-34.

65. Орданьян С. С., Дмитриев А.И., Морошкина Е.С. Взаимодействие БЮ с ггВ2 // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1989. Т. 25, №10. с. 1752-1755.

66. Взаимодействие в системе SiC-HfB2 / С.С. Орданьян, А.И. Дмитриев, МЛ. Чесшокова, С.В. Вихман / ЖПХ , т.66.1993, №5. с. 1141-1143.

67. Орданьян С.С., Дмитриев А.И., Капитонова И.М. Взаимодействие SiC с СгВ2/7 Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1991. Т. 27, №1. с.

157-159.

68. Орданьян С.С. О закономерностях взаимодействия в системах LaB^-M1^ VB2 i! Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1988. Т.24, №2. с.235-

238.

69. Ивановский А.Л., Гусев А.И., Швейкин Г.П. Квантовая химия в материаловедении. Тройные карбиды и нитриды переходных металлов и элементов Шб, IV6 подгрупп. Екатеринбург: Институт химии твердого тела УрО РАН, 1996. 339 с.

70. Орданьян С.С. О закономерностях взаимодействия в системах М^С-M1V,VB2 !! Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1980. Т. 16, №8. с. 1407-1411.

71. Brewer L., Krikorian О. Reactions of refractory silicides with carbon and nitrogen//J. of Electrochem. Soc. 1956. ¥.103, №1. p. 38-50.

72. Nowotny H., Lux В., Kudielka H. Das verhalten einegen harten Carbide und hoch Schmelzender Metalle gegen Saure Aufschhusmittee // Monatsh. Chem. 1956. Bd 87. s.447-456.

73. Janney M. Microstructural development and mechanical properties of SiC and SiC-TiC composites // Amer. Ceram. Soc. Bull. 1986. ¥.65, № 2. p. 357362.

74. Wei G.C., Becher P.F. Improvements in mechanical properties in SiC by the addition of TiC particles //J. Amer. Ceram. Soc. 1984. ¥.67, №8. p.571-574.

75. In Situ- toughened silicon carbide - titanium carbide composites / Cho K.S., Kim Y.W., Choi H.J., Lee J.G. / J. Amer. Ceram. Soc. 1996. ¥.79, №6. p.1711-1713.

76. Баринов С.М. Трещиностойкость конструкционной машиностроительной керамики / Итоги науки и техники. Технология силикатных и тугоплавких неметаллических материалов. Т.1./ М.: ВИНИТИ 1988. с.72-

132.

77. In Situ enhancement of toughness of SiC-TiB2 composites / Cho K.S., Kim Y.W., Choi H.J., Lee J.G. / J. Mater. Sci. 1998. V.33, №1. p.211-214.

78. Doan Ly Ngoc. Gefugeverstarkimg von SiC-Keramiken: Diss. Dokt. Naturwiss. Fak. Chem. Univ. Stuttgart, 1988. 168 c.

79. Tanaka H., Iyi N. Polytypes, grain growth, and fracture toughness of metal boride particulate SiC composites / J. Amer. Ceram. Soc. 1995. Y.78, №5. p. 1223-1229.

80. Microstructure and material properties of SiC-TiB2 particulate composites/ McMurtry C.H., Boecker W.D., Seshadry S.G. at all / Amer. Ceram. Soc. Bull.

1987. ¥.66, №2. p. 325-329.

81. Janney M. Mechanical properties and oxidation behavior of a hot-pressed SiC-15-vol%-TiB2 composite 11 Amer. Ceram. Soc. Bull. 1987. V.66, № 2. p. 322-324.

82. Ohya Y., Hoffmann M.J., Petzow G. Sintering of in-situ synthesized SiC-TiB2 composites with improved fracture toughness // J. Amer. Ceram. Soc. 1992. V.75, №9. p.2479-2483.

83. Эванс А.Г., Лэнгдон Т.Г. Конструкционная керамика. М.: "Металлургия", 1980. 256 с.

84. Akira К., Kikuo N., Akira К. Fabrication and properties of hot-pressed SiC whisker-reinforced TiB2 and TiC composites // J. Mater. Sci. Lett. 1989. V.8, № 5. p. 566-568.

85. Studies on the strengthening of silicon carbide-based multiphase ceramics. Part 1: The SiC—TiC system / Jiang D.L., Wang J.H., Li Y.L., Ma L.T. / Ceramic Material Research.: Proc. Symp. E-MRS Spring Conf, Strasbourg,

1988. - Amsterdam, etc., 1989. p. 401-406.

86. Исследование физико-механических и трибо логических свойств гетерофазных материалов системы SiC-MeE^ / Ковальчук В.В., Юга А.И., Тимченко Р.Г. и др. / Порошковая металлургия. 1992, №2. с.95-100.

87. Тугоплавкие бориды и силициды / Под ред. Г.В. Самсонова/ Киев: "Наумова думка", 1977. 1.64 с.

88. Magley David J., Winholtz R. A., Faber К. T. Residual stresses in a two-phase microcracking ceramic // J. Amer. Cerara. Soc. 1990. V73, №6. p. 1641-1644.

89. Заявка 01-201078 Япония, мки4 С 04 В 35/38. Керамика с высокой коррозионной стойкостью / Исодзаки Хироси, Мацунага Хигаку (Яп.) №63-249786; Заявл. 05.01.88. Опубл. 14.08.89. 4с.

90. Петров А. П., Левинский Ю. В. Активированное спекание керамических композиционных материалов системы Ti-B-Si-C // Цветные металлы. 1997, №10 с. 57-61.

91. Патент США № 4327186, МКИ4 С 04 В 35/56, С 04 В 35/58. Спеченные карбидокремниевые - диборидотитановые композиции и изделия из них / Miiratu Y. (Яп), Weber W. (США); №161726 Заявл. 23.07.80; Опубл. 27.04.82. НКИ 501/92, 264/65. 4 с.

92. Properties of the electrical conductive silicon carbide-based ceramic composites / Ken Т., Ryutarou J., Yasuo M. at all./ J. Ceram. Soc. Jap., 1985. ¥.93, № 3. p. 126-129.

93. Келин Ю.Н. Керамика в двигателестроении /У Огнеупоры. 1992, №4. с. 34-38.

94. Заявка 62-278166 Япония, МКИ4 С 04 В 35/56/ Способ получения спеченного сложного карбида. Муракава Норнхиро, Хогимура Ацуси, Судо Нобуюки (Яп ); №61-119280. Заявл. 26.05.86; Опубл. 03.12.87. 8 с.

95. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скоков Ю.Н. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.. Металлургия, 1970.368 с.

96. Васильев Д.М. Дифракционные методы исследования структур. М.: Металлургия, 1977. 403 с.

97. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. М.: Металлургия, 1976. 325 с.

98. Пантелеев И.Б., Орданьян С.С. Количественный анализ пористости керамических материалов (с применением системы компьютерного анализа "Видеотест"). Уч. пос. СП(б).: Тип. СП(б)ГТИ, 1997. 88 с.

99. ГОСТ 18898-73. Порошковая металлургия. Изделия. Методы определения плотности и пористости. М.: Издательство стандартов, 1988. 5 с,

100. ГОСТ 25172-82. Сплавы твердые спеченные. Метод определения

твердости по Виккерсу. М.: Издательство стандартов, 1982. 2 с.

101. Глаговский Б.А., Московенко И.Б., Славина Т.Я. Исследование физико-механических свойств синтетических высокотвердых материалов акустическим методом. Л.: Труды ВНИИАШ, 1978. с. 47-54.

102. Глаговский Б.А., Московенко И.Б. Низкочастотные акустические методы контроля в машиностроение. Л.: Машиностроение, 1977. 206 с.

103. Кац С.М. Высокотемпературные теплоизоляционные материалы. М.: Металлургия, 1981. 232 с.

104. ГОСТ 20019-74. Сплавы твердые спеченные. Метод определения предела прочности при поперечном изгибе. М.: Издательство стандартов, 1986. 5 с.

105. Взаимосвязь электропроводности спеченных композиций и дисперсности исходных компонентов / Ю.П. Заричняк, С.С. Орданьян, А.Н. Соколов, Е.К. Степаненко / Порошковая металлургия. 1986, №6. с.97-101.

106. Гасумянц В.Э. Электронные явления переноса в оксидных высокотемпературных сверхпроводниках в нормальной фазе.: Дис. канд. физ.-мат. наук. СП(б).: ФТИ им. Иоффе РАН, 1992. 216 с.

107. Степаненко E.K. Исследование взаимодействия между тугоплавкими бескислородными соединениями ниобия и разработка композиционных материалов на их основе.: Дис. канд. техн. наук. Л.: ЛТИ им. Ленсовета,

1982. 175 с.

108. Кассандрова О.Н., Лебедев В.В. Обработка результатов измерений. М.: Наука, 1970. 104 с.

109. Орданьян С.С., Вихман C.B., Осмаков A.C. Активация процессов взаимодействия в системе SiC-AlN / ЖПХ 1997. т.70, №5. с.717-721.

110. Диаграммы состояния тугоплавких оксидов. Двойные системы. Справочник / Под ред. Ф.Я. Галахова / Вып. 5, ч. 1. Л.: Наука, 1985. 284 с.

111. Орданьян С.С. Физико-химический базис создания композиционных материалов на основе тугоплавких соединений // Огнеупоры. 1992, № 910. с. 10-14.

112. Effect of impurity and carrier concentrations on electrical resistivity and thermal conductivity of SiC ceramics containing BeO / S. Ogihara, K. Maeda, Y. Takeda, K. Nakamura/ J. Amer. Ceram. Soc. 1985. V.68, №. p. C-16 -C-18.

113. Орданьян С.С. Особенности механических свойств спеченных композиций - моделей эвтектик "грубого конгломерата" // Физика прочности композиционных материалов: Сб.науч.тр. / ФТИ им. Иоффе АН СССР. Л., 1980. с. 102-109.

114. Крылов С.О. Структурообразование и физико-механические свойства спеченных композиций на основе ультрадисперсных тугоплавких соединений.: Дис. канд. техн. наук. Л.: ЛТИ им. Ленсовета, 1989. 199 с.

115. Высокотемпературные неметаллические нагреватели / Кислый П.С., Бадян А.Х., Киндышева B.C., Гарибян Ф.С. / Киев: "Наукова думка", 1981. 160 с.

116. Эльбор в машиностроении / B.C. Лысанов, В.А. Букин, Б.А.

Глаговский и др. / Л.: Машиностроение, 1978. 280 с.

117. Пономаренко В.А. Разработка и внедрение технологии получения композиционных инструментальных материалов на основе кубического нитрида бора //Автореф. дис. канд. техн. наук. Минск: БПИ, 1990. 20 с.

118. Синтетические сверхтвердые материалы / под ред. Н.В. Новикова и др. / В 3-х т. Т.1. - Киев: "Наукова думка", 1986. 280 с.

119. С.С. Орданьян, C.B. Вихман, В.А. Пономаренко. Износостойкая керамика на основе нитрида бора // ЖПХ 1998. т.71, №1. с. 28-31.