Синтез и исследование соединений Zr1-xGexO2 и тонких покрытий на их основе тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.21, кандидат наук Уткин, Алексей Владимирович

• Уткин, Алексей Владимирович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Уткин, Алексей Владимирович

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ: ИНТЕРФАЗНЫЕ МАТЕРИАЛЫ ДЛЯ КЕРАМИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ, АРМИРОВАННЫХ ВОЛОКНАМИ

1.1. Роль интерфазы в керамических композитах и требования к ней

1.2. Основные типы интерфазных материалов

1.2.1. Пироуглерод

1.2.2. Гексагональный нитрид бора

1.2.3. Многослойные материалы

1.2.4. Деформируемые материалы

1.3. Интерфазные материалы на основе соединений циркония

1.3.1. Тетрагональный диоксид циркония

1.3.2. Германаты циркония

ГЛАВА 2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

2.1. Реактивы и материалы

2.2. Методы получения соединений 7г1.х0ех02, покрытий и интерфаз

2.2.1. Синтез германатов циркония из оксидов

2.2.2. Синтез германатов циркония методом соосаждения

2.2.3. Получение пленкообразующих растворов и покрытий на волокнах

2.2.4. Получение модельных БЮ^С композитов

2.3. Методы исследований

2.3.1. Методы исследования соединений 2г1_х0ех02

2.3.2. Методы исследования морфологии, топографии и фазового состава 81С волокон с покрытиями

2.3.3. Исследование разрывной прочности волокон

2.3.4. Методы исследования модельных 8Ю/8Ю{-композитов

ГЛАВА 3. ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ

СОЕДИНЕНИЙ 2г1.х0ех02

3.1. Синтез германатов циркония

3.1.1. Прямое взаимодействие оксидов

3.1.2. Метод соосаждения

3.2. Морфология германатов циркония

3.3. Фазовые равновесия в системе 2Ю2-0е02

3.4. Термические свойства германатов циркония

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ гг,.хСех02 ПОКРЫТИЙ НА 8Ю ВОЛОКНАХ И МОДИФИКАЦИЯ 81С/8ЮГ КОМПОЗИТОВ

4.1. Функциональные свойства волокон с покрытиями

4.1.1. Морфология и топография покрытий из 1-2г02 и 2Юе04

4.1.2. Фазовый состав покрытий

4.1.3. Разрывная прочность волокон

4.2. Изучение характера разрушения модельных композитов

4.2.1 Изучение поверхностей излома композитов

4.2.2. Оценка прочности связи компонентов в 8Ю/гг02/81С композитах

ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Синтез и исследование соединений Zr1-xGexO2 и тонких покрытий на их основе»

ВВЕДЕНИЕ

Керамические композиционные материалы (ККМ) с карбидокремниевой матрицей, армированные карбидокремниевыми волокнами (81С/81СгКомпозиты) обладают уникальными термомеханическими удельными характеристиками, благодаря которым находят применение в качестве легких, высокопрочных и жаростойких конструкционных материалов в производстве летательных аппаратов и деталей турбореактивных двигателей [1-11].

Класс керамических композиционных материалов на основе карбида кремния был разработан в 80-х годах XX века. Толчком этому послужила разработка непрерывного карбидокремниевого волокна [12-15]. Созданные на основе этого волокна карбидокремниевые композиты (81С/81Сгкомпозиты) продемонстрировали высокие механические характеристики, такие как прочность, жесткость, трещиностойкость и, одновременно более высокую по сравнению с углерод-углеродными композитами, окислительную устойчивость благодаря образованию на поверхности карбида кремния пассивирующей пленки из диоксида кремния [16-24].

В композитах с полимерной или металлической матрицей армирование волокнами осуществляется для повышения прочности или жесткости материала [25]. Армирование керамической матрицы осуществляется с несколько другими целями. Ввиду низкой трещиностойкости керамической матрицы, наличие в ней направленного армирующего наполнителя позволяет реализовать механизм диссипации энергии микротрещин, зарождающихся в хрупкой матрице, путем их торможения или полной остановки на границе волокно/матрица, а также отклонением микротрещин от первоначального направления распространения [39, 26]. При реализации этого механизма, армированная керамика разрушается по псевдопластичному механизму и характеризуется гораздо более высокой работой разрушения по сравнению с монолитной керамикой.

Первые испытания 8Ю композитов, армированных 8Ю волокнами, показали, что причиной проявления псевдопластичного характера разрушения

4

композита является присутствие на поверхности волокна слоя пироуглерода, который образовывался ввиду некоторых особенностей синтеза. Однако результаты высокотемпературных испытаний композитов в окислительной атмосфере показали, что слой пироуглерода быстро выгорал, что, в свою очередь, приводило к достаточно прочному связыванию волокна с матрицей. Микротрещины, зарождающиеся в хрупкой матрице, беспрепятственно преодолевали границу раздела матрица/волокно в композите, нарушали целостность армирующего наполнителя, и, как следствие, БЮ/Б^ композиты начинали вести себя как хрупкая керамика при разрушении [3-9, 27].

Для решения этой проблемы было предложено использовать окислительно-

устойчивый промежуточный слой между волокном и матрицей, который позволил

<

бы ослабить межкомпонентную связь, реализовать своего рода барьер для распространяющихся из матрицы в волокно микротрещин и, в целом, позволил бы управлять процессами, происходящими на границе волокно/матрица [1, 28]. В современном материаловедении композитов этот промежуточный слой принято называть интерфазой. Следует отметить, что, несмотря на более чем двадцатилетние исследования 81С/8^ композитов, проблема создания полностью подходящей интерфазы продолжает сохранять актуальность.

Существует несколько нерешенных задач в области разработки и исследования интерфазных материалов. Первая из них тесно связана с важнейшим направлением исследования химии твердого тела, а именно, с конструированием новых видов и типов твердофазных соединений и материалов. Недостаточность фундаментальных знаний о свойствах и строении многих твердых веществ, которые потенциально могли бы выступать как интерфазные материалы, тормозит решение этой проблемы.

Вторая задача связана с разработкой и созданием новых или адаптацией известных методов синтеза твердофазных соединений и материалов. Действительно, большинство карбидокремниевых волокон с высокими механическими характеристиками имеют диаметр от 7 до 20 мкм [1, 2]. Соответственно, для сохранения основных механических характеристик волокна,

5

толщина промежуточного слоя в композите, как правило, не должна превышать 0,5 - 1 мкм. Дополнительные трудности при формировании покрытий возникают из-за сложной геометрической формы подложки, а именно, из-за того, что армирующий наполнитель выпускается в виде непрерывных пучков, содержащих несколько сотен или тысяч отдельных волокон, или в виде текстильного материала, в котором пучки волокон подвергаются двух- или трехмерному плетению. Близкое взаимное расположение волокон в пучке и необходимость нанесения равномерного покрытия по всему объему образца не позволяет использовать большинство традиционных методов синтеза твердофазных соединений, применяемых для макроскопических объектов, и диктует необходимость разработки и использования новых подходов, которые позволили бы получить наноразмерные твердые покрытия на тонком волокне.

Как было установлено многочисленными исследованиями, наноразмерный промежуточный слой - интерфаза - контролирует общее механическое поведение композита [1, 2]. Для того чтобы описать эту взаимосвязь, необходимо, прежде всего, качественно и количественно охарактеризовать структуру и свойства границы раздела в композите. Это важное направление исследования химии твердого тела имеет свои особенности применительно к интерфейсному покрытию на волокне. Ввиду того, что объемная доля интерфазы в композите крайне мала, многие классические физико-химические методы оказываются недостаточно чувствительными для исследования тонких покрытий. Необходимо использовать специальные прецизионные методы, такие как сканирующая электронная микроскопия высокого разрешения (СЭМ), атомно-силовая микроскопия (АСМ), микро-рамановская спектроскопия (КР) и другие, для проведения качественного и количественного анализа получаемых покрытий.

Наконец, отметим сложность изучения механического поведения твердых тел на микроуровне. Для макрообъектов существуют модели, достаточно хорошо описывающие поведение различных материалов при разрушении, однако, для процессов, происходящих в слое толщиной менее 500 нм, эти модели чаще всего оказываются неприменимыми или требуют серьезной переработки. Необходимо

6

привлечение дополнительных знаний для разработки новых или уточнения существующих механических моделей разрушения.

В качестве объектов исследования была выбрана система 2г1_хСех02 (х = 0; 0,25; 0,5). Действительно, германаты циркония (2г]_х0ех02, х = 0,25; 0,5) отвечают основным требованиям, предъявляемым к интерфазным материалам (термостойкость, окислительная устойчивость, слоистая структура), поэтому могут рассматриваться как потенциальные кандидаты на эту роль. Следует отметить, что сведения об этой системе в литературе весьма малочисленны и иногда противоречивы. Диоксид циркония (2г1.х0ех02, х = 0) хотя уже исследовался как интерфейсное покрытие на 81С волокне, однако требование контроля и управления за процессами на границе волокно-матрица диктует необходимость создания новых принципов построения интерфазы, основанной на этом соединении.

Таким образом, актуальность работы обусловлена важными фундаментальными и прикладными аспектами химии твердого тела. Они включают разработку методов получения и физико-химическое исследование новых интерфазных материалов на основе соединений 2г]_х0ех02 (х = 0,25; 0,5) со слоистой структурой, разработку методов получения этих соединений в виде твердых тонких покрытий на волокнах, комплексное исследование свойств наноразмерных покрытий, а также испытания изучаемых соединений непосредственно в композитах.

Цель работы:

Разработка способов синтеза и комплексное физико-химическое исследование свойств соединений 2г1_хСех02 (х = 0; 0,25; 0,5) в объемном состоянии и в виде наноразмерных покрытий на ЭЮ волокнах.

Задачи, решаемые в работе:

1. Разработка способов синтеза соединений Zrl.xGex02 различными химическими методами и исследование закономерностей их образования.

7

2. Комплексное физико-химическое исследование фазовых равновесий в системе 2Ю2-0е02.

3. Изучение термических свойств соединений 2г3ОеОв и 2гве04, установление закономерностей термических превращений.

4. Разработка способов синтеза Zr1_xGex02 соединений в виде тонких покрытий на карбидокремниевых волокнах.

5. Установление связи между условиями синтеза и свойствами полученных покрытий и модифицированных волокон.

6. Определение влияния многослойных интерфаз и интерфаз со слоистой структурой на характер взаимодействия «8Ю матрица - 8Ю волокно».

Научная новизна:

- Впервые проведено комплексное физико-химическое исследование системы 2Ю2-Се02. Установлено существование в системе Zr02-Ge02 твердых растворов замещения со структурами ^Ю2, ZrзGe08 и 2Юе04. Методом полнопрофильного рентгенофазового анализа уточнены их области гомогенности.

- Впервые методом фотоэмиссионного термического анализа изучено термическое поведение германатов циркония ZrGe04 и ZrзGe08 вплоть до температуры 2300°С. Установлена стадийность и предложена схема термического разложения германатов.

- Разработан новый способ синтеза стабильных пленкообразующих золей германатов циркония с использованием методов соосаждения из раствора и высокоинтенсивной ультразвуковой обработки.

- С помощью комплекса физико-химических методов получена база данных по морфологии, топографии, фазовому и элементному составу многослойных гЮ2 покрытий и ZrGe04 покрытий на БЮ волокнах.

- Предложена концепция многослойного устройства интерфазы из диоксида циркония со слабой связью между слоями и продемонстрирована ее эффективность в 81С/8К^- композитах.

- Исследовано влияние слоистой интерфазы из германата циркония на характер взаимодействия на границе раздела волокно/матрица в SiC/SiC композитах.

Практическая значимость:

- Оптимизированы методики синтеза соединений ZrGe04 и Zr3Ge08, полученных прямым взаимодействием диоксидов германия и циркония, а также методом соосаждения из водных растворов.

- Изучено термическое поведение германатов циркония, определены температуры и продукты их термического разложения, на основе чего предложено использование этих соединений в качестве высокотемпературных теплозащитных покрытий. Получено положительное решение по заявке №2012111057/11(016629) от 22.03.2012. Рос. Федерация: МПК B64G 1/58, В64С 1/38, F42B 15/34 / Бакланова Н.И., Уткин A.B. «Термостойкая система теплозащиты поверхности гиперзвуковых летательных или возвращаемых космических аппаратов».

- Разработан новый способ получения стабильных пленкообразующих водных золей, содержащих смешанные гидратированные формы диоксидов циркония и германия. Способ основан на соосаждении диоксидов с последующей высокоинтенсивной ультразвуковой обработкой. Способ позволяет наносить покрытия на различные подложки, включая непрерывные микроволокна.

- Получены однородные покрытия толщиной 50-500 нм на основе диоксида и германата циркония на карбидокремниевом микроволокне, в том числе, многослойные Zr02 покрытия. Поверхностная модификация не приводит к существенному изменению разрывной прочности модифицированных волокон, что позволяет рекомендовать предложенный способ для создания технологических подходов модификации конструкционных волокон.

- Предложены новые подходы к дизайну интерфаз для SiC/SiC композитов, в том числе концепция многослойного строения интерфазы со слабой межслоевой связью. Предложенные подходы могут быть применены к большому кругу

9

перспективных окислительно-устойчивых интерфазных материалов для керамических композитов.

На защиту выносятся:

- способы и параметры синтеза соединений Zri.xGex02 в объемном и тонкопленочном состоянии;

- результаты фазового анализа системы Zr02-Ge02 и границы областей гомогенности t-Zr02, ZrGeÛ4, Zr3GeOg фаз;

- термические свойства германатов циркония, стадийность и схема их термического разложения;

- результаты исследования функциональных свойств SiC волокон с покрытиями из диоксида и германата циркония;

- модели влияния полученных интерфаз на характер поведения на границе раздела матрица/волокно в композитах.

Апробация работы:

Материалы диссертации представлены на различных международных и

российских конференциях, форумах и семинарах: The 3rd Russia - Japan Workshop

"Problems of advanced materials" (Новосибирск, 2013), 14th European Conference on

Solid State Chemistry (Бордо, Франция, 2013), Всероссийская научная

конференция с международным участием «Байкальский материаловедческий

форум» (Улан-Удэ, 2012), III Международная научно-практическая конференция

«КерамСиб 2011» (Новосибирск, 2011), 7th International Conference on High

Temperature Ceramic Matrix Composites (Байройт, Германия, 2010), Первая

Всероссийская конференция «Золь-гель синтез и исследование неорганических

соединений, гибридных функциональных материалов и дисперсных систем»

(Санкт-Петербург, 2010), 8th Pacific Rim Conference on Ceramic and Glass

Technology (Ванкувер, Канада, 2009), Международная конференция HighMatTech

- 2009 (Киев, Украина, 2009), Первая Всероссийская конференция с элементами

научной школы для молодёжи «Функциональные наноматериалы для

10

космической техники» (Москва, 2009), IV Международная научная школа-конференция «Фундаментальное и прикладное материаловедение» (Барнаул, 2009), ХЬУП, ХЫХ Международная научная студенческая конференция «Студент и научно-технический прогресс» (Новосибирск, 2009, 2011), Ежегодная научная конференция Института химии твердого тела и механохимии СО РАН (Новосибирск, 2009, 2010, 2011, 2012).

Публикации:

Результаты работы изложены в 18 публикациях, из них: 5 статей в российских и международных журналах, рекомендованных ВАК, 2 статьи в сборниках трудов конференций, 11 тезисов докладов в сборниках российских и международных конференций.

Личный вклад соискателя:

В диссертации изложены результаты исследований, выполненных соискателем как самостоятельно, так и в сотрудничестве с соавторами. Личный вклад автора заключается в поиске информации, обобщении и систематизации литературных данных, непосредственном выполнении синтеза всех соединений, покрытий и композитов, подготовке образцов к анализу, анализе образцов методами СЭМ и ЭДС, механических испытаниях волокон и композитов, обработке и интерпретации полученных результатов.

Исследования образцов методами СЭМ, ЭДС, АСМ, РФА, ФЭТА, ДТА и КР-спектроскопии проведены специалистами ИХТТМ СО РАН, ИГМ СО РАН, ИНХ СО РАН, ГНЦ ВБ «Вектор» при непосредственном участии соискателя.

Планирование исследования, обсуждение, интерпретация полученных результатов, формулировка выводов работы проводились совместно с научным руководителем. Подготовка публикаций проводилась совместно с соавторами и научнымруководителем.

Объем и структура работы:

Работа представлена на 126 страницах, содержит 60 рисунков, 2 таблицы и состоит из введения, обзора литературы (гл. 1), экспериментальной части (гл. 2), обсуждения результатов (гл. 3, 4), заключения, выводов и списка цитируемой литературы (109 наименований).

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ: ИНТЕРФАЗНЫЕ МАТЕРИАЛЫ ДЛЯ КЕРАМИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ, АРМИРОВАННЫХ ВОЛОКНАМИ

1.1. Роль интерфазы в керамических композитах и требования к ней

Керамические композиционные материалы отличаются от монолитной керамики наличием четкой границы раздела между составляющими их компонентами. Если на границе раздела происходит взаимодействие компонентов, тогда образуется материал, обладающий набором свойств, присущих не только исходным компонентам, но и включающий новые свойства, которыми изолированные компоненты не обладают. Это означает, что исследование границы раздела имеет особую важность при изучении композитов, так как именно граница раздела обуславливает появление у композиционного материала нового свойства, не характерного для его компонентов по отдельности.

В композитах с керамической матрицей (ККМ), армированных керамическими волокнами, этим новым свойством материала является вязкий (псевдопластичный) характер разрушения и трещиностойкость, несмотря на то, что такой композит, по сути, состоит из хрупких компонентов [1-3]. Причиной появления вязкого характера разрушения 81С/8^ композитов является граница раздела между волокном и матрицей. Граница является тем барьером, который препятствует проникновению в волокно микротрещин, зарождающихся в менее прочной, по сравнению с волокном, матрице. На границе раздела матрица/волокно трещины отклоняются или останавливаются, не разрушая армирующий наполнитель. Такой композиционный материал способен сохранять целостность и выполнять свои функции даже тогда, когда керамическая матрица уже, по сути, является разрушенной.

Однако описанный механизм разрушения композита реализуется только в

том случае, если межкомпонентная граница в композите является существенным

препятствием для распространяющихся микротрещин. В реальности, при

формировании композитов, в которых и матрица и наполнитель выполнены из

13

одного материала или веществ, способных взаимодействовать друг с другом, часто происходит образование крайне прочной связи между компонентами [4-9]. В этом случае компоненты композита настольно прочно связаны друг с другом, что образующиеся трещины беспрепятственно распространяются из матрицы в волокно, в результате чего происходит хрупкое разрушение всего материала.

Для создания барьера на пути распространения микротрещин необходимо использовать подходы, позволяющие ослабить слишком сильную межкомпонентную связь. Для того, чтобы изменить характер процессов, происходящих на границе раздела волокно-матрица, в композит вводится еще один компонент - интерфаза - тонкий промежуточный слой между волокном и матрицей [27-29].

Основным и обязательным требованием к интерфазе со стороны механики разрушения является реализация механизма, позволяющего останавливать или отклонять микротрещины на границе матрица/волокно и облегчающего скольжение волокна при разрушении матрицы [28, 29]. Поведение композитов на макроскопическом уровне достаточно хорошо описывается механикой разрушения композитов, но, когда речь заходит о процессах, протекающих в пределах тонкого слоя на границе волокно/матрица, и об управлении этим поведением, необходимо привлечение совершенно новых знаний, таких как физикохимия поверхностных явлений, механика деформированного состояния, кинетика твердофазных реакций и др. Как будет показано ниже, наличие у интерфазы способности управлять распространением трещин является следствием особенностей ее структуры на различных уровнях и физико-химической природы материала.

Существует ряд других принципиальных требований, без выполнения

которых возможность использования конкретной интерфазы ставится под вопрос.

Так, интерфаза должна осуществлять функцию передачи механической нагрузки

от матрицы к армирующему наполнителю. Это требование в некотором смысле

противоречит предыдущему: для получения материала с пластичным поведением

при разрушении, необходимо посредством интерфазы ослабить связь между

14

компонентами композита, однако, при этом прочность связи должна сохраниться на том уровне, который бы позволял равномерно распределять механические напряжения в композите. По-видимому, с учетом упомянутых требований, задача сводится к реализации некоторой оптимальной прочности связи компонентов композита.

Далее, интерфаза должна быть химически стабильной при температурах эксплуатации композитов. Это касается как процессов, происходящих внутри интерфазы, таких как микроструктурная эволюция и фазовые переходы, так и взаимодействия интерфазы с другими компонентами композита, волокном и матрицей. Ввиду того, что при высоких температурах скорость протекания в материале описанных процессов резко возрастает, стабильность интерфазы является также принципиально важным требованием для получения материалов с перспективными свойствами.

Наконец, большое значение имеет фактор среды, в которой призваны работать керамические композиты. Кроме термической стабильности, компоненты композита должны обладать высокой окислительной и коррозионной устойчивостью. В процессе эксплуатации микрорастрескивание матрицы открывает доступ атмосферного воздуха или окружающих газов непосредственно к интерфазе. В случае взаимодействия интерфазы с компонентами среды, такими как кислород, вода или углекислый газ, термомеханическое поведение композиционного материала может существенно измениться в процессе его функционирования. Таким образом, химическая стабильность интерфазы к компонентам внешней среды, в которой она эксплуатируется, также является принципиально важным критерием отбора интерфазных материалов.

Для 81С/81С композитов, применяемых, в основном, в качестве

жаропрочных и окислительно-устойчивых конструкционных материалов в

аэрокосмической промышленности и ракетостроении, стабильность компонентов

композита по отношению к окружающей среде имеет ключевое значение. Данные

материалы эксплуатируются при температурах 800-1200°С в агрессивной

внешней среде, такой как атмосферный кислород или продукты сгорания

15

авиационного и ракетного топлива, которые могут иметь высокую окислительную и коррозионную активность. В связи с этим при разработке интерфаз для SiC/SiC композитов необходимо уделять особое внимание выбору интерфазных материалов с точки зрения их термической стабильности до температуры 1200°С, химической инертности по отношению к карбиду кремния, высокой окислительной и коррозионной стойкости.

1.2. Основные типы интерфазных материалов

1.2.1. Пироуглерод

Первая интерфаза, предназначенная для использования в SiC/SiC композитах и положившая начало целому направлению дальнейших исследований интерфазных материалов, появилась в результате работы группы американских ученых в 1990-х годах [30-32]. Исследователями было замечено, что тонкий слой аморфного пироуглерода, иногда присутствующий на поверхности коммерческих карбидокремниевых волокон или образующийся in situ в процессе формирования композитов, обладает способностью отклонять микротрещины, попадающие на поверхность волокна. Это явление положило начало многочисленным исследованиям в области композитов с интерфазой на основе пироуглерода.

Как правило, углеродные покрытия формируют на поверхности карбидокремниего волокна методом осаждения из газовой фазы [33, 34]. Субстрат в виде пучков волокон или текстильного материала помещается в реактор, оборудованный нагревательным элементом. Затем через реактор при пониженном давлении пропускается ток газообразного прекурсора (низкомолекулярные алканы или алкены). При прохождении через нагретую область реактора происходит пиролиз соответствующего прекурсора и нуклеация частиц аморфного углерода, которые, осаждаясь на поверхность волокна, формируют покрытие. Варьирование параметров данного процесса позволяет получать покрытия различной степени упорядоченности, микроструктуры и толщины

16

(рисунок 1а). Исследование микроструктуры покрытий показало, что слабо связанные между собой графитовые слои преимущественно ориентированы параллельно поверхности волокна (угол разориентации -20°), что и определяет способность пироуглерода тормозить микротрещины в композите и отклонять их в направлении, параллельном поверхности волокна (рисунок 16).

РуС interphase

|| § Tyranno-S A fiber

^fleeted. microcrack

iCOfitn

Рисунок 1 - СЭМ снимки 81С/81Сг композитов с интерфазой из пироуглерода: общий вид (а); отклонение микротрещины интерфазой (б) [32].

SiC matrix

Следует отметить, что на современном этапе развития карбидокремниевых армированных композитов, интерфаза на основе пироуглерода является лучшей среди всех интерфазных материалов с точки зрения реализации механизма отклонения микротрещин на границе раздела волокно/матрица и управления механическими свойствами 8Ю/8^ композитов. Однако данная интерфаза обладает рядом недостатков, которые существенно ограничивают практическое применение 8Ю/81С композитов с интерфазой из пироуглерода. Как отмечалось выше, в процессе эксплуатации керамических композитов из-за высоких механических нагрузок происходит растрескивание керамической матрицы, что открывает доступ атмосферного кислорода непосредственно к пироуглероду. При температуре выше 400°С пироуглерод окисляется с заметной скоростью, что приводит к быстрому выгоранию интерфазы и резкому охрупчиванию материала [35, 36]. Низкая окислительная устойчивость данной интерфазы накладывает

ограничения на температуру использования материалов, что не отвечает исходным требованиям, предъявляемым к интерфазе.

1.2.2. Гексагональный нитрид бора

Для повышения температур эксплуатации интерфазы и ее окислительной устойчивости было предложено использовать вместо пироуглерода его структурный аналог - гексагональный нитрид бора (/г-ВЫ) [37]. Предполагалось, что при окислении ВЫ на его поверхности будет образовываться пленка оксида бора, которая замедлит процесс дальнейшего окисления интерфазы. Покрытия нитрида бора были сформированы на поверхности волокна способом, аналогичным получению покрытий пироуглерода, с использованием галогенидов бора ВГ3 (Г - С1, Вг) и аммиака 1чГН3 в качестве газовых прекурсоров. Исследования полученных покрытий показали, что все особенности микроструктуры интерфазы аналогичны особенностям покрытий из пироуглерода (рисунок 2) [38, 39]. Образцы композитов, созданных с использованием ВЫ интерфазы также демонстрировали высокие механические свойства при температурах вплоть до 800°С [39, 40].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Уткин, Алексей Владимирович, 2013 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. National Academy of Sciences. Ceramic fibers and coatings: Advanced materials for the twenty-first century / Washington, D.C. : National Academy Press. -1988. - 94 p. - ISBN 0-309-05996-8.

2. Mazdiyasni, K.S. Fiber reinforced ceramic matrix composites: materials, processing, and technology / Edited by K.S. Mazdiyasni. - New Jersey: Noyes Publications, 1990. - 515 p. - ISBN 978-0815512332.

3. Marshall, D.B. The mechanics of matrix cracking in brittle-matrix fiber composites / D.B. Marshall, B.N. Cox, A.G. Evans. // Acta Metallurgica. - 1985. - V.

33.-P. 2013-2021.

4. Thouless, M.D. Effects of pull-out on the mechanical properties of ceramic-matrix composites / M.D. Thouless, A.G. Evans. // Acta Metallurgica. - 1988. - V.36. -P. 517-522.

5. Evans, A.G. The mechanical performance of fiber-reinforced ceramic matrix composites / A.G. Evans // Mater. Sci. Eng., A. - 1989. - V. 107. - P. 227-239.

6. Budiansky, B. Matrix fracture in fiber-reinforced ceramics / B. Budiansky, J.W. Hutchinson, A.G. Evans // J. of the Mechanics and Physics of Solids. - 1986. - V.

34.-P. 167-189.

7. Evans, A.G. The role of interfaces in fiber-reinforced brittle matrix composites / A.G. Evans, F.W. Zok, J. Davis // Composites Science and Technology. - 1991. - V. 42.-P. 3-24.

8. Evans, A.G. The mechanical properties of reinforced ceramic, metal and intermetallic matrix composites / A.G. Evans // Mater. Sci. Eng., A. - 1991. - V. 143. — P. 63-76.

9. Evans, A.G. Fatigue of ceramic matrix composites / A.G. Evans, F.W. Zok, R.M. McMeeking // Acta Metall. Mater. - 1995. - V. 43. - P. 859-875.

10. Zhu, Yu.T. Kinetics of Thermal, Passive Oxidation of Nicalon Fibers / Yu.T. Zhu, S.T. Taylor, M.G. Stout, D.P. Butt, T.C. Lowe // J. Am. Ceram. Soc. - 1998. - V. 82.-P. 655-660.

11. Lea, A.C. Oxidation of silicon carbide refractory materials / A.C. Lea // J. Soc. Glass Technol. - 1949. - V. 33 - P. 27-50.

12. Yajima, S. Synthesis of Continuous SiC Fibres with High Tensile Strength / S. Yajima, K. Okamura, Y. Hayashi, M. Omori // J. Am. Ceram. Soc. - 1976. - V. 8. -P. 324-327.

13. Yajima, S. Development of a Silicon Carbide Fibre with High Tensile Strength / S. Yajima, Y. Hayashi, M. Omori, K. Okamura // Nature. - 1976. - V. 261. -P. 683-685.

14. Yajima, S. Synthesis of continuous silicon carbide fibre with high tensile strength and high Young's modulus / S. Yajima, Y. Hasegawa, J. Hayashi, M. Iimura // J. Mater. Sci. - 1978. - V. 13. - P. 2569-2576. v

15. Hasegawa, Y. Synthesis of Continuous Silicon Carbide Fibre / Y. Hasegawa, M. Imura, S. Yajima / J. Mater. Sci. - 1980. - V. 15 - P. 720-728.

16. Naslain, R. SiC Matrix Composite Materials for Advanced Jet Engines / R. Naslain, F. Christin // Bull. Mater. Sci. - 2003. - V. 28 - P. 654-658.

17. Naslain, R. "Processing of SiC/SiC Fibrous Composites According to CVI-Techniques" in: Advanced SiC/SiC Ceramic Composites: Developments and Applications in Energy Systems / R. Naslain, F. Langlais, R. Pailler, G. Vignoles. Edited by A. Kohyama, M. Singh, H.-T. Lin, Yu. Katoh. - Westerville, Ohio, 2003. - P. 19-35.

18. Lee, S.P. "Development of SiCf/SiC Composites by the Melt Infiltration Process" in Advanced SiC/SiC Ceramic Composites: Developments and Applications in Energy Systems / S.P. Lee, Yu. Katoh, A. Kohyama. Edited by A. Kohyama, M. Singh, H.-T. Lin, Yu. Katoh. - Westerville, Ohio, 2003. - P. 115-124.

19. Interrante, L.V. "Mechanical, Thermochemical and Microstructural Characterization of AHPCS-Derived SiC" in Advanced SiC/SiC Ceramic Composites: Developments and Applications in Energy Systems / L.V. Interrante, L. Macdonald, W. Sherwood. Edited by A. Kohyama, M. Singh, H.-T. Lin, Yu. Katoh. - Westerville, Ohio, 2003.-P. 125-140.

20. Katoh, Yu. "A novel processing technique of silicon carbide-based ceramic composites for high temperature applications" in Advanced SiC/SiC Ceramic Composites: Developments and Applications in Energy Systems / Yu. Katoh, S. Dong, A. Kohyama. Edited by A. Kohyama, M. Singh, H.-T. Lin, Yu. Katoh. - Westerville, Ohio, 2003.-P. 77-86.

21. Kotani, M. "Process design for SiC/SiC Composites with polymeric precursor" in Advanced SiC/SiC Ceramic Composites: Developments and Applications in Energy Systems / M. Kotani, Yu. Katoh, A. Kohyama. Edited by A. Kohyama, M. Singh, H.-T. Lin, Yu. Katoh. - Westerville, Ohio, 2003. - P. 97-103.

22. Costello, J.A. Oxygen penetration into silicon carbide ceramics during oxidation / J.A. Costello, R.E. Tressler // Ceram. Int. - 1985. - V. 11. - P. 39-44.

23. Ogbuji, L. Oxidation of polycrystalline silicon carbide / L. Ogbuji // Ceram. Int. - 1986. - V. 12. - P. 173-178.

24. Maeda, M. Oxidation behaviour of silicon carbide under cyclic and static conditions / M. Maeda, K. Nakamura, T. Ohkubo, T. Ishizuka // Ceram. Int. - 1989. -V. 15.-P. 1-6.

25. Зеленский, Э.С. Армированные пластики - современные конструкционные материалы / Э.С. Зеленский, A.M. Куперман, Ю.А. Горбаткина и др. // Ж. Рос. хим. об-ва им. Д.И. Менделеева. - 2001. - Т. XLV. - С. 56-74.

26. Mileiko, S.T. Metal and Ceramic Based Composites / Amsterdam: Elsevier. -1997. - ISBN 978-0-444-82814-9.

27. Evans, A.G. "Mechanical Behavior of Ceramic Matrix Composites" in Fiber Reinforced Ceramic Composites / A.G. Evans, D.B. Marshall. Edited by K.S. Mazdiyani // San Diego, California: General Atomics. - 1990. - P. 1-39.

28. Kerans, R.J. Interface Design for Oxidation-Resistant Ceramic Composites / R.J. Kerans, R.S. Hay, T.A. Parthasarathy, M.K. Cinibulk // J. Am. Ceram. Soc. - 2002. -V. 85.-P. 2599-2632.

29. Naslain, R.R. The design of the interfacial zone in ceramic matrix composites / R.R. Naslain // Composites Part A. - 1998. - V. 29A - P. 1145-1155.

30. Gogotsi, Yu.G. Carbon Coatings on Silicon Carbide by Reaction with Chorine-Containing Gases / Yu.G. Gogotsi, I.D. Jeon McNallan // J. Mater. Chem. -1997.-V. 7.-P. 1841-1848.

31. Chawla, N. The Role of Interfacial Coatings on the High Frequency Fatigue Behavior of Nicalon/C/SiC Composites / N. Chawla, J.W. Holmes, R.A. Lowden // Scr. Mater. - 1996. - V. 35. - P. 1411-1416.

32. Katoh, Yu. Mechanical Properties of Thin Pyrolitic Carbon Interphase SiC-Matrix Composites Reinforced with Near-Stoichiometric SiC Fiber / Yu. Katoh, T. Nozawa, L.L. Snead // J. Am. Ceram. Soc. - 2005. - V. 88. - P. 3088-3095.

33. Силенко, П.М. Осаждение пироуглерода CVD-методом на SiC волокнах / П.М. Силенко, А.Н. Шлапак, В.П. Афанасьева // Неорган, матер. - 2006. - Т. 42. -С. 288-291.

34. Prewo, К. High-Strength Silicon Carbide-Fiber-Reinforced Glass-Matrix Composites / К. Prewo, J.J. Brennan // J. Mater. Sci. - 1980. - V. 15. - P. 463-468.

35. Filipuzzi, L. Oxidation Mechanisms and Kinetics of lD-SiC/C/SiC Composite Materials: I, An Experimental Approach / L. Filipuzzi, G. Camus, R. Naslain, J. Thebault // J. Am. Ceram. Soc. - 1994. - V. 77. - P. 459-466.

36. Filipuzzi, L. Oxidation Mechanisms and Kinetics of lD-SiC/C/SiC Composite Materials: II, Modeling / L. Filipuzzi, R. Naslain // J. Am. Ceram. Soc. -1994.-V. 77.-P. 467-480.

37. Naslain, R. Boron Nitride Interphase in Ceramic-Matrix Composites / R. Naslain, O. Dugne, A. Guette // J. Am. Ceram. Soc. - 1991. - V. 74. - P. 2482-2488.

38. Naslain, R. Single- and Multilayered Interphases in SiC/SiC Composites Exposed to Severe Environmental Conditions: An Overview / R. Naslain, R. Pailler, J. Lamon // Int. J. Appl. Ceram. Technol. - 2010. - V. 7. - P. 263-275.

39. Sheldon, B.W. Oxidation of BN-Coated SiC Fibers in Ceramic Matrix Composites / B.W. Sheldon, E.Y. Sun, S.R. Nutt, J.J. Brennan // J. Am. Ceram. Soc. -1996.-V. 79.-P. 539-543.

40. Prouhet, S. Mechanical Characterization of Si-C(O) Fiber/SiC (CVI) Matrix Composites with a BN-Interphase / S. Prouhet, G. Camus, Ch. Labrugere, A. Guette, E. Martin // J. Am. Ceram. Soc. - 1994. - V. 77 - P. 649-656.

41. Jacobson, N.S. High-Temperature Oxidation of Boron Nitride: II, Boron Nitride Layers in Composites / N.S. Jacobson, G.N. Morscher, D.R. Bryant, R.E. Tressler // J. Am. Ceram. Soc. - 1999. - V. 82. - P. 1473-1482.

42. Lavrenko, V.A. High-temperature oxidation of boron nitride / V.A. Lavrenko, A.F. Alexeev // Ceram. Int. - 1986. -V. 12. - P. 25-31.

43. Naslain, R. The Concept of Layered Interphases in SiC/SiC Composites / R. Naslain // Ceram. Trans. - 1995. - V. 58. - P. 23-39.

44. Bertrand, S. (PyC-SiC)n and (BN-SiC)n Nano-Scale Multilayered Interphases by Pressure Pulsed-CVI / S. Bertrand, J.L. Lamon, R.R. Naslain // Key Eng. Mater. -2002.-P. 2189-2192.

45. Pasquier, S. Tensile Fatigue of 2D-SiC/SiC Composites with Multilayered (PyC-SiC)n Interphases at High Temperatures in Oxidizing Atmosphere / S. Pasquier, J. Lamon, R. Naslain // Compos. Part A. - 1998. - V. 29. - P. 1157-1164.

46. Bertrand, S. Hi-Nicalon/SiC Minicomposites with (Pyrocarbon/SiC)n Nanoscale Multilayered Interphases / S. Bertrand, P. Forio, R. Pailler, J. Lamon // J. Am. Ceram. Soc. - 1999. -V. 82. - P. 2465-2473.

47. Fair, G.E. Precipitation Coating of Monazite on Woven Ceramic Fibers: I -Feasibility / G.E. Fair, R.S. Hay, E.E. Boakye // J. Am. Ceram. Soc. - 2007. - V. 90. -P. 448-455.

48. Fair, G.E. Precipitation Coating of Monazite on Woven Ceramic Fibers: II -Effect of Processing Conditions on Coating Morphology and Strength Retention of Nextel™ 610 and 720 Fibers / G.E. Fair, R.S. Hay, E.E. Boakye // J. Am. Ceram. Soc. -2008,-V. 91.-P. 1508-1516.

49. Boakye, E.E. Fiber Strength Retention of Lanthanum- and Cerium Monazite-Coated Nextel 720 / E.E. Boakye, P. Mogilevsky // J. Am. Ceram. Soc. - 2004. - V. 87. -P. 314-316.

50. Mogilevsky, P. Evolution of Texture in Rhabdophane-Derived Monazite Coatings / P. Mogilevsky, R.S. Hay, E.E. Boakye, K.A. Keller // J. Am. Ceram. Soc. -2003.-V. 86-P. 1767-1772.

51. Mogilevsky, P. Monazite Coatings on SiC Fibers II: Oxidation Protection / P. Mogilevsky, E.E. Boakye, R.S. Hay, J. Welter, R.J. Kerans // J. Am. Ceram. Soc. -2006.-V. 89-P. 3481-3490.

52. Fair, G.E. Precipitation Coating of Monazite on Woven Ceramic Fibers: III -Coating without Strength Degradation Using a Phytic Acid Precursor // G.E. Fair, R.S. Hay, E.E. Boakye // J. Am. Ceram. Soc. - 2009. - V. 92. - P. 420-428.

53. Bocanegra-Bernal, M.H. Review Phase transitions in zirconium dioxide and related materials for high performance engineering ceramics / M.H. Bocanegra-Bernal, S.D. De La Torre // J. Mater. Sci. - 2002. - V. 37. - P. 4947-4971.

54. Porter, D.L. Transformation-toughening in partially-stabilized zirconia (PSZ) / D.L. Porter, A.G. Evans, A.H. Heuer // Acta Metallurgica. - 1979. - V. 27. - P. 16491654.

55. Evans, A.G. Overview no. 48: Toughening of brittle solids by martensitic transformations / A.G. Evans, R.M. Cannon // Acta Metallurgica. - 1986. - V. 34. - P. 761-800.

56. Phase Diagrams for Zirconium & Zirconia Systems / Edited by H.M. Ondik, H.F. McMurdie. - N.Y.City: Wiley, John & Sons, Inc., 1998. - 650 p. - ISBN 9781574982404.

57. Lee, J. Effects of Oxygen Partial Pressure on the Nucleation Behavior and Morphology of Chemically-Vapor-Deposited Zirconia on Hi-Nicalon Fiber and Si / J. Lee, H. Li, W.Y. Lee, M.J. Lance // J. Am. Ceram. Soc. - 2003. - V. 86. - P. 20312036.

58. Li, H. Morphological Evolution and Weak Interface Development within CVD-Zirconia Coating Deposited on Hi-Nicalon Fiber / H. Li, J. Lee, M.R. Libera, W.Y. Lee, A. Kebbede, M.J. Lance, H. Wang, G.N. Morsher // J. Am. Ceram. Soc. -2002.-V. 85.-P. 1561-1568.

59. Козик, В.В. Синтез, фазовый состав и оптические характеристики тонких пленок системы Zr02-Y203 // В.В. Козик, Л.П. Борило, A.M. Шульпеков // Неорган, матер. - 2001. - Т. 37. - С. 56-59.

60. Muha, G.M. Structure of the Complex Ion in Aqueous Solutions of Zirconyl and Hafnyl Oxyhalides / G.M. Muha, P.A. Vaughan // J. Chem. Phys. - 1960. - V. 33. -P. 194-199.

61. Clearfield, A. The Mechanism of Hydrolytic Polymerization of Zirconyl Solutions / A. Clearfield // J. Mater. Res. - 1990. - V. 5. - P. 161-162.

62. Matsui, K. Formation Mechanism of Hydrous-Zirconia Particles Produced by Hydrolysis of ZrOCl2 Solutions / K. Matsui, M. Ohgai // J. Am. Ceram. Soc. - 1997. -V. 80.-P. 1949-1956.

63. Matsui, K. Formation Mechanism of Hydrous-Zirconia Particles Produced by Hydrolysis of ZrOCl2 Solutions: II / K. Matsui, M. Ohgai // J. Am. Ceram. Soc. - 2000. -V. 83.-P. 1386-1392.

64. Matsui, K. Formation Mechanism of Hydrous-Zirconia Particles Produced by Hydrolysis of ZrOCl2 Solutions: III, Kinetics Study for the Nucleation and Crystal-Growth Processes of Primary Particles // K. Matsui, M. Ohgai // J. Am. Ceram. Soc. -2001.-V. 84.-P. 2303-2312.

65. Matsui, K. Formation Mechanism of Hydrous-Zirconia Particles Produced by Hydrolysis of ZrOCl2 Solutions: IV, Effects of ZrOCl2 Concentration and Reaction Temperature // K. Matsui, M. Ohgai // J. Am. Ceram. Soc. - 2002. - V. 85. - P. 545553.

66. Baklanova, N.I. The yttria-stabilized zirconia and interfacial coating on Nicalon fiber // N.I. Baklanova, A.T. Titov, A.I. Boronin, et al.i// J. Eur. Ceram. Soc. -2006.-V. 26.-P. 1725-1736.

67. Baklanova, N.I. Atomic force and scanning electron microscopy study of zirconia-coated silicon carbide fibers / N.I. Baklanova, B.N. Zaitsev, A.T. Titov // J. Eur. Ceram. Soc. - 2007. - V. 27. - P. 2503-2511.

68. Baklanova, N.I. Raman study of yttria-stabilized zirconia interfacial coatings on Nicalon fiber / N.I. Baklanova, B.A. Kolesov, T.M. Zima // J. Eur. Ceram. Soc. -2007.-V. 27.-P. 165-171.

69. Baklanova, N.I. Microstructural features of the Zr02 interfacial coatings on SiC fibers before and after exposition to air at high temperatures / N.I. Baklanova, O.I. Kiselyova, A.T. Titov, et al / J. Eur. Ceram. Soc. - 2008. - V. 28. - P. 1687-1696.

70. Patent 6528190 USA, B32B 9/00. Fiber Coating Compounds for Reinforced Ceramic Matrix Composites / C. Campbell, J. Lane. - 04.03.2003.

71. Chandley, P. The flux growth of single crystals of vanadium-doped ZrSi04, HfSi04, ZrGe04 and HfGe04 as well as of chromium-doped ZrSi04 and terbium-doped ZrGe04 / P. Chandley, R. Clark // J. Cryst. Growth. - 1992. - V. 116. - P. 151-157.

72. Hay, R.S. Monazite and Scheelite Deformation Mechanisms / R.S. Hay // Ceram. Eng. Sei. Proc. - 2008. - V. 21 - P. 203-207.

73. Hay, R.S. Deformation twinning in monazite / R.S. Hay, D.B. Marshall // Acta Mater.-2003.-V. 51.-P. 5235-5254.

74. Hay, R.S. (1 2 0) and (1 2 2) monazite deformation twins /R.S. Hay // Acta Mater. - 2003. - V. 51. - P. 5255-5262.

75. Andres, J. Theoretical study of lattice stability and selective doping effects of V4+ and Tb4+ in the ZrGe04 lattice / J. Andrés, A. Beltrân, R. Llusar // Chem. Phys. Lett. - 1995. - V. 236. - P. 521-531.

76. Karlin, S. Phase Diagram, Short-Range Structure, and Amorphous Phases in the Zr02-Ge02(-H20) System / S. Karlin, P. Colomban // J. Am. Ceram. Soc. - 1999. -V. 82-P. 735-741.

77. Lefevre, J. Sur la Structure et les Propriétés des Composes Formes par l'Oxyde de Germanium avec les Oxydes de Zirconium et de Hafnium / J. Lefevre, R. Collongues // C. R. Acad. Sei. (Paris). - 1960. - V. 251.-P. 1016-1027.

78. Keller, L. JCPDS File no. 33-150 / N.L. Keller, McCarthy // Dakota State University. - 1982.

79. Ennaciri, A. Neutron diffraction determination of the structure of an ordered scheelite-type: Zr3GeOs / A. Ennaciri, D. Michel, M. Perez, Y. Jorba, J. Pannetier // Mater. Res. Bull. - 1984. - V. 19. - P. 793-799.

80. Frolova, E.V. Nanocrystallization of amorphous zirconia-germania mixed oxides prepared by sol-gel technique / E.V. Frolova // Mat. Sci. Eng. C. - 2003. - P. 1093-1097.

81. Козик, В. Токнопленочные наносистемы на основе двойных оксидов циркония и германия / В. Козик, Л. Борило, Е. Чернов, Е. Лыскова // Изв. Томск, политех, у-та. - 2006. - Т. 309. - С. 64-68.

82. Corriu, R. Mechanism of Pyrolysis of Polycarbosilanes: Poly(silyletnylene) and Poly(dimethylsilylethylene) // R. Corriu, D. Leclercq, P.H. Mutin, J.M. Planeix, A. Vioux // Organometallics. - 1993. - V. 12. - P. 454-462.

83. Baklanova, N.I., Thermal Transformations of Polydimethylsilethyne into Ceramic Product / N.I. Baklanova, V.N. Kulyukin, N.Z. Lyakhov et al. // J. Mater. Process Manufact. Sci. - 1998. - V. 6. - P. 295-305.

84. Пат. СССР CC 1806358 A3, мпк G 01 N 25/02. Устройство для определения температур фазовых превращений / Гибнер Я.И., Васильева И.Г.; заявитель и патентообладатель Ин-т неорган, химии СО АН СССР, 1992.

85. Marshall, D.B. An Indentation Method for Measuring Matrix-Fiber Frictional Stresses in Ceramic Composites / D.B. Marshall // J. Am. Ceram. Soc. - 1984. - V. 67. -P. 259-260.

86. Marshall, D.B. Measurement of Interfacial Mechanical Properties in Fiber-Reinforced Ceramic Composites / D.B. Marshall, W.C. Oliver // J. Am. Ceram. Soc. -1987.-V. 70.-P. 542-548.

87. Tuschel, D. Site Occupancy of Ti4+-Doped ZrGe04 and HfGe04 Probed by Raman Spectroscopy / D. Tuschel, P. Lambert // Chem. Mater. - 1997. - V. 9. - P. 2852-2860.

88. Тананаев, И. В. Химия германия / И.В. Тананаев, М.Я. Шпирт. - М.: Химия, 1967.-452 с.

89. Wagman, D.D. The NBS Tables of Chemical Thermodynamic Properties / D.D. Wagman, W.H. Evans, V.B. Parker et al. // J. Phys. Chem. Ref. Data. - 1982. - V. 11. -Suppl. 2.

90. Kim, D. Effect of Tetravalent Dopants on Raman Spectra of Tetragonal Zirconia / D. Kim, J. Jang, H. Lee // J. Am. Ceram. Soc. - 1997. - V. 80. - P. 14531461.

91. Vanderborre, M.T. Vibrational spectra and force fields of scheelite-type germanates / M.T. Vanderborre, D. Michel, A. Ennaciri // Spectrochim. Acta, Part A. -1989.-V. 45.-P. 721-727.

92. Троицкая, И.Б. Химическое осаждение высших оксидов германия и молибдена из водных растворов : дисс. ... канд. хим. наук : 02.00.01 / Ирина Баязитовна Троицкая ; Ин-т неорган, химии им. A.B. Николаева СО РАН. -Новосибирск, 2013. - 131 с.

93. Utkin, A.V. Composition and microstructure of zirconium and hafnium germanates obtained by different chemical routes / A.V. Utkin, V.E. Prokip, N.I. Baklanova // J. Solid State Chem. - 2014. - V. 209. - P. 89-96.

94. Lambert, P.M. Hafnium Germanate from a Hydrous Hafnium Germanium Oxide Gel / P.M. Lambert // Inorg. Chem. - 1998. - V. 37. - P. 1352-1357.

95. Michel, D. Germanium mullite: Structure and vibrational spectra of gels, glasses and ceramics / D. Michel, Ph. Colomban, S. Abolhassani et al. / J. Eur. Ceram. Soc. - 1996. -V. 16. -P. 161-168.

96. Shannon, R.D. Revised effective ionic radii and systematic studies of interatomic distances in halides and chalcogenides / R.D. Shannon // Acta Crystallogr. A. - 1976,-V. 32.-P. 751-767.

97. Kim, D. Determination of Solid Solubility Limit of Ge02 in 2 mol% Y203-Stabilized Tetragonal Zr02 by Raman Spectroscopy / D. Kim, J. Jang, H. Jung et al. // J. Mater. Sei. Lett. - 1995. - V. 14. - P. 1007-1009.

98. J. Lefèvre, Relations entre la structure fluorine et la structure scheelite. Les systèmes zircone-oxyde de germanium et oxyde de hafhium-oxtde de germanium//Ann.Chim. - 1963. - V.8. - P. 129-135.

124

99. Gibner Ya. Rapid Heating in High-temperature Thermomicroscopic analysis / Ya. Gibner, I. Vasilyeva// J. Therm. Anal. - 1998. -V. 53. - P. 151-160.

100. Chusova, T.P. Thermodynamic study of the systems PrSe2.oo-PrSei.5o and GdSe1.875-GdSe1.50 / T.P. Chusova, L.N. Zelenina, I.G. Vasilyeva, et al. // J. Alloys Compd. - 2008. - V. 452. - P. 94-98.

101. Abdusalamova, M.N. Phase equilibrium and intermediate phases in the Eu-Sb system / M.N. Abdusalamova, I.G. Vasilyeva // J. Solid State Chem. - 2011. - V. 184.-P. 2751-2755.

102. Utkin, A.V. High temperature behavior of zirconium germanates / A.V. Utkin, I.G. Vasilyeva, N.I. Baklanova // J. Solid State Chem. - 2013. - V. 201. - P. 256-261.

103. Becker, U. Phases and structural relations of the rare earth germanates RE2Ge207, RE = La-Lu / U. Becker, J. Felsche // J. Less-Common Met. - 1987. - V. 128.-P. 269-280.

104. Уткин, A.B. Фазовый анализ системы Zr02-Ge02 / A.B. Уткин, H.B. Булина, И.В. Беленькая, Н.И. Бакланова // Неорган, матер. - 2012. - Т. 48. - С. 694-699.

105. Dorn, М.Т. "Zirconia Ceramics: Phase Transitions and Micro-Raman-Spectroscory" in High Pressure Surface Science and Engineering / M.T. Dorn, K.G. Nickel. Edited by Y. Gogotsi, S. Domnich. - Bristol: Institute of Physics Publishing. -2002.-P. 466-519.

106. Simon, G. Creep behavior and structural characterization at high temperatures of Nicalon SiC fibres / G. Simon, A.R. Bunsell // J. Mater. Sci. - 1984. -V. 19.-P. 3658-3670.

107. Utkin, A.V. Multiple zirconia interphase for SiC/SiCf composites / A.V. Utkin, A.A. Matvienko, A.T. Titov, N.I. Baklanova // Surf. Coat. Technol. - 2010. - V. 205.-P. 2724-2729.

108. Уткин, A.B. Формирование и исследование многослойного Zr02 покрытия на карбидокремниевых волокнах для SiC/SiC композитов / А.В. Уткин,

A.A. Матвиенко, A.T. Титов, Н.И. Бакланова // Неорган, матер. - 2011. - Т. 47. -С. 1176-1181.

109. Уткин, A.B. Формирование и дизайн Zr02 интерфазы для SiC/SiC композитов / A.B. Уткин, A.A. Матвиенко, Н.И. Бакланова, Н.З. Ляхов // Ползуновский альманах. - 2009. - № 4. - С. 195-199.