CC BY
158
ФИЗИКА МЕЛКОДИСПЕРСНЫХ МАТЕРИАЛОВ
КРИСТАЛЛО И ФАЗООБРАЗОВАНИЕ В СИСТЕМАХ С-81 и С-вНМе
Е.А. Беленков, В.А. Тюменцев, С.А. Подкопаев, Г.П. Швейкин, Ш.Ш.Ягафаров
Рассмотрено формирование кристаллов новой фазы в системе углерод-кремний, влияние на этот процесс примесей Си иА1. Установлено, что уже в первые секунды взаимодействия расплава с углеродом средние размеры кристаллов карбида кремния достигают 50 нм. Добавка меди в расплав кремния тормозит рост кристаллов 5!гС. В присутствии добавки алюминия процесс кристаллообразования развивается более активно. Пространственная неоднородность композита обусловлена обогащением расплава легирующей добавкой в зоне реакции.
Уникальные физико-химические свойства С-ЙС композиционных материалов обусловливают их широкое использование в современной технике и технологиях [1,2]. Синтез таких материалов осуществляют путем твердофазного взаимодействия пористой углеродной матрицы с расплавом кремния или сплавов на его основе. В результате формируется объемный каркас на основе карбида кремния, в котором находятся не вступившие во взаимодействие углерод, кремний и легирующие добавки. Пространственное распределение образовавшихся в композите фаз определяет его физикохимические характеристики и зависит от кинетики кристалло- и фазообразования [3-5]. Твердофазное взаимодействие в системе С - изучено на сравнительно поздних стадиях [1]. На основе полученных данных предложена модель образования карбида кремния, в которой лимитирующей стадией является диффузия. Однако диффузионная модель кристаллообразования адекватно не описывает процесс на начальных стадиях синтеза, поскольку количество карбида кремния, образующегося за время меньше одной минуты, почт в десять раз больше предсказываемого моделью.
Рассмотрим фазовый и химический состав С-81С композита, получаемого взаимодействием углерода с расплавом кремния или его сплавов, а также закономерности формирования кристаллов 31С на начальных стадиях взаимодействия, влияние добавок Си или А1 на этот процесс.
Дня изучения динамики кристаллообразования на границе углерод - расплав 81+Ме в первые секунды взаимодействия использовали изотропный углеситалл У СБ-15. На пластину углеситалла, установленную между графитовыми токоподводами, равномерным слоем насыпали дисперсный кремний, либо смеси порошков 81 +30 мае. % Си или А1. Нагрев пластаны до 1500°С осуществляли в вакуумном послу ВУП-4 (вакуум 4x10"'’ мм.рг.ст.). Температуру нагрева контролировали вольфрам-вольфрамрениевой термопарой. Время изотермической выдержки составило 2, 6, 12, 24, 60 и 120 с. В отдельных экспериментах синтез С-БЮ композита осуществляли путем погружения пористого графигарованного углерода в расплав БьСи или 8ьА1.
Рештеноструюурные исследования выполнены на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 (Сика и Сока излучение). Профили дифракционных линий записывали
при скорости вращения гаииомеїра 1/8 и 1/16 градуса в минуту. В качестве эталона использовали рутил.
Расчет средних размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) проводили по интегральной ширине дифракционных линий и методом четвертого момента [6]. Определение межплоскосгных расстояний - по центру тяжести линии. Увеличение количества карбида кремния в образцах оценивали по изменению отношения интегральных интенсивностей рефлексов 111 р-БіС и ближайшего к нему 220 В4С. Согласно [7], в системах С-Бі-Си и С-Бі-АІ соединение В4С не должно разлагаться и его количество остается постоянным.
Пространственное распределение фаз в С-ЗіС композите. Фазовый состав композиционного материала, синтезированного путем взаимодействия пористой углеродной основы с расплавом кремния, по данным рештенострукіурного анализа, приведенным в таблице 1, представлен графитом, металлическим кремнием, а- и р- модификациями карбида кремния. Однако количественное соотношение фаз, оцениваемое по интенсивности характерных максимумов, в разных объемах образца может изменяться в несколько раз. Эю указывает на неоднородное распределение компонентов композита в материале. Одним из проявлений такого распределения компонентов является наличие пористых областей макроскопических (диаметром до сантиметра и более) размеров, хорошо наблюдаемых визуально, а также методом растровой электронной микроскопии на шлифах. По данным ренггенострукгурного анализа и электронно-зондового микроанализа эта области обеднены по карбиду кремния и кремнию (рис.1). На ди-фракгоіраммах таких областей, назовем их обедненными то кремнию, обнаружены интенсивные максимумы графита, одновременно с которыми присутствуют значительно ослабленные максимумы карбида кремния. Металлический кремний в таких областях, как правило, обнаружить не удается.
Таблица 1
Межплоскостные расстояния фаз кремнеуглеродного композита в сравнении с табличными Бі, С, БІС
С-БІС Данные АБТМ
композит, Бі С Р-БіС Политипы а- БІС
нм нм нм км 6Н, нм 51, нм 15, нм
0,337 0.336
0,3130 0,3128
0,2660 0,266
0,2631 0,2621 0,263
0,2578 0,258
0,2516 0,251 0,2511 0,251
0,2397 0,240
0,2358 0,2352 0,234 0,232
0,2179 0,217 0,2174 0,219
0,2108 0,213 0,211
0,2092 0,203
0,1920 0,1920
0,1638 0,1638 0,1678
0Д542 0,1544 0,154 0,1537 0,155 0,159
0Д54 ... 0,154
0,1315 0,1357 0,131 0,1333 0,131 0,1311
0,1259 ОД 246 0,126 0,1256 0,126 0,1257
30 40 50 29,°
Рис. 1. Штрих-дифрактограммы однородной (а) и обедненной по кремнию (б) области кремнеуглеродного композиционного материала
На микрофоторгафиях как крупных, так и достаточно мелких (рис.2) таких областей, полученных в свете характеристического рентгеновского излучения кремния, отчетливо видна граница, отделяющая не вступивший во взаимодействие углерод и кремний. Существенно ослабленные максимумы карбида кремния, присутствующие на рентгенограммах шлифа композита, содержащего область, обедненную по кремнию, обусловлены дифракцией рентгеновского излучения на прилегающих к такой области участках композита. На дифракгограммах материала, извлеченного из обедненных по кремнию областей, максимумы карбида кремния отсутствуют.
Рис.2. Изображение обедненной по кремнию области в свете элек-тронов(а) и характеристического рентгеновского излучения кремния (б), х50
Кристаллообразование на начальных стадиях взаимодействия в системах С-Бі, С-Бі-Си, С-Бі-АІ. Фазовый состав материала, сформировавшегося в приповерхностном слое пластины углеситалла, на которую был нанесен порошок кремния, по данным рентгеноструктурного анализа представлен графитом, Р-карбвдом кремния, металлическим кремнием и карбидом бора (углеситалл У СБ-15 содержит до 4 мае. % бора). В образцах, полученных при нагревании пластины, на поверхность которой был нанесен порошок Зі и Си, присутствует интерметалличестя є-фаза примерного состава СіцБі. Соотношение фаз в материале и средние размеры формирующихся кристаллов существенно зависят от продолжительности термообработки и вводимых; добавок.
Наиболее интенсивно твердофазное взаимодействие углерода и кремния развивается на поверхности пластины углеситалла в присутствии добавки алюминия. Максимальное количество карбида кремния в этой системе в условиях эксперимента наблюдается через 24 с (табл. 2). Наименее активно образование БІС происходит в присутствии добавки меди (рис.З).
Таблица 2
Изменение структурных характеристик карбида кремния в процессе термообработки в композите, полученном взаимодействием расплавов Бі, Бі + 30 мас.% А1 и Бі + 30 мас.% Си с углеродом при 1500°С
Система Параметры Продолжит, термообработки, с
структуры 2 6 12 24
(1, нм 0,2519 0,2518 0,2518 0,2518
С-ві Ь, нм 42 . 50 56 73
І Дв4С 2.04 3.87 5.16 4.63
СІ, нм 0,2526 0,2522 0,2522 0,2522
С-БІ + Ь, нм 37 54 59 78
30 мас. % А1 I Я 2,18 4,83 6,84 7,34
СІ, нм 0,2523 0,2517 0,2516 0,2516
С-БІ + Ь, нм 18 22 39 42
30 мас. % Си I И 1,75 2,67 3,48 1,91
Размеры кристаллов карбида кремния, образующихся на поверхности пластины углеситалла во время отита в течение 2 с в системах С-БьСи, С-8ьА1 и С-^, оцененные по интегральной ширине линий без учета возможных микродеформаций, соответственно, 18, 37 и 42 нм. Средние размеры ОКР, рассчитанные методом четвертого момента, превышают эти значения в ~ 2.5 раза. При увеличении времени изотермической обработки образцов до 24 с средние размеры кристаллов возрастают почти в два раза (рис.4). Однако скорость увеличения и максимальные значения размеров ОКР наибольшие для системы С-8ьА1 (78 нм) и наименьшие для С-БьСи (42 нм, табл.2).
*,С
Рис.З. Изменение относительной интегральной интенсивности рефлекса 111 р-БЮ в процессе термообработки для материалов, получаемых взаимодействием углерода с расплавами Б*, Б1 + 30 мас.% А1 и + 30мас.% Си
%С
Рис.4. Изменение средних размеров ОКР р-БЮ в процессе термообработки для материалов, получаемых взаимодействием углерода с расплавами 81, 81+30 мас.% А1 и 81+30 мас.% Си
Изменение структурных характеристик углерода в зоне твердофазного взаимодействия происходит также в первые секунды (табл.З). В системе С-81-А1 средние размеры ОКР графита в направлении оси "с" увеличиваются наиболее интенсивно, от ~ 9,5 до 11,5 нм ( время отжига 24 с ). В системах С-81 и С-БьСи после 12 с отжига Ьс ~ 11 нм. При прокалке углешгалла без расплава кремния в течение 120 с в аналогичных условиях его структурные характеристики не изменяются (Ьс ~ 9.8 нм, (Зоог = 0.3471 нм).
Результаты модельных исследований начальных стадий твердофазного взаимодействия в системе углерод - кремний позволяют более детально рассмотреть закономерности взаимодействия пористого ультрадисперсного углеродного материала с расплавами 81-А1 и БьСи.
Кристалле- и фазообразовате в системе С-£/-Си и С-Эг-А!. На рентгенограммах композиционного материала, полученного взаимодействием пористого углерода и сплава 81+15 мае. % Си при 1800°С, присутствуют интенсивные дифракционные максимумы, характерные для графита, карбвда кремния р- модификации и металлического кремния, В интервале углов 20 ~ 40-46° выявлен рад слабых максимумов (рис.5) интерметаллической е-фазы (химический состав ~ Си^).
Таблица З
Изменение структурных характеристик ОКР углерода в процессе термообработки в композите, полученном взаимодействием расплавов Бі, Бі + ЗО мас. % А1 и ві + ЗО мас. % Си при 1500°С
Йара-
метры
структуры
Композит
Продолжительность термообработки, с
4
24
60
120
C-Si
C-Si-Al
C-Si-Cu
І,отн.ед. d, нм Р, град L, нм D, нм Ad/d
1,отн.ед. d, нм Р, град L, нм D, нм Ad/d
І.ОТН.ЄД. d, нм Р, град L, нм D, нм Ad/d
9600
,3471
1.11
9.8 32
1.74 9600 ,3471 1.11
9.8 32
1.74 9600 ,3471 1.11
9.8 32
1.74
2560
,3453
1.06
10.5 39 1,42 2530 ,3453 1.04
10.5 60 1.59 1630~ ,3453 1.07 10,3 42 1.70
2470
,3451
1.03
10,7
51 1,44 1820 ,3452 1.01 11 76 1.42 2510 ,3449 1.06 10,5
52 1.59
3470
,3451
1.02
11
56
1,46
2690
,3451
1.00
И
87
1.56 3260 ,3450 1.02 И 55
1.56
3740
,3451
1.03
10.7 42
I,43 3630 ,3447 0.98
II,5 74
1.55 3690 ,3451
1.03
10.7 42
1.56
4110
,3449
1.03
10.7 39
I,42 5640 ,3447 0.97
II,5 59
1.55 3620 ,3449
1.03
10.7 38
1.55
4050
,3449
1.04
10,6
41
I,43 5590 ,3447 0.98
II,5 61
1.54 3610 ,3450 1.03 10,7 38
1.55
Межплоскостное расстояние dm Р - карбида кремния соответствует приведенному в ASTM. Интенсивность этого рефлекса с повышением количества меди в расплаве от 15 до 40 мае. % понижается на ~ 10 %, при этом интегральная ширина максимума увеличивается на ~ 20 % (табл.4), что указывает на уменьшение размеров кристаллов SiC при возрастании количества меди в расплаве.
Межплоскостные расстояния doo2 графита в композитах, полученных взаимодействием углерода с расплавом, содержащим медь в количествах 15 и 40 мае. %, в пределах точности эксперимента, совпадают. Однако интенсивность рефлекса 002 графита возрастает на 15 % при увеличении количества меди в расплаве до 40 % (табл.4).
Относительная интенсивность максимумов металлического кремния, в отличие от других фаз композита, не соответствует табличным значениям и при повороте образца изменяется в 5-10 раз. Это обусловлено наличием текстуры.
Межплоскостные расстояния dm кремния, определенные по центру тяжести линии, совпадают с данными ASTM для чистого кремния. Интегральная ширина максимумов 111 кремния не зависит от количества меди в расплаве. Средние размеры ОКР кремния, определенные по интегральной ширине максимума 111, существенно превышают 100 нм.
1 Б і г„ ІС 1 5іС "Зі Є СІ. р с 1 1 II 1 1 1 а) С БіС 8І | 8І.С|,С _
Б Зі і. іС а С 8 8 9 с і і і б) іС БіС г 1 ¥ Г .
С в) С С| С С 11 1 1
40 60 20, °
Рис.5. Штрих-дифрактограммы композита, полученного взаимодействием углеродного материала с расплавом Бі + 40 мас.% Си: а) - однородная область; б) - переходная область; в) - область углеродного материала, не вступившего во взаимодействие с расплавом
. Таблица 4
Межплоскостные расстояния и интенсивности дифракционных максимумов • карбида кремния, металлического кремния и графита
Состав композита Дифракц. максимумы сі, нм І, отн.ед. <1, нм І, отн.ед
Поверхность шлифа композита Диспергированный композит
Углерод + сплав БіСці 0,2518 3440 0,2517 2070
Бі+15 мас.% Си Біт 0,3134 текстура 0,3134 1202
0)02 0,3370 :650 0,3369 1156
Углерод + сплав БіС] п 0,2517 3450 0,2518 1719
Бі+40 мас.% Си Біт 0,3134 текстура 0,3133 215
0)02 0,3371 1152 0,3370 1332
На отдельных шлифах композита с содержанием в расплаве кремния 40 мае. % Си визуально наблюдается макроскопические пористые области, размеры которых могут достигать 10 мм. По данным рентгенографического знялтто материала таких областей установлено, что он представлен только графитом (рис.5). Методом электронно-зондового микроанализа кремния и меди в пористых областях также не обнаружено (рис.6). Вокруг областей макроскопических размеров (5-10 мм в сечении), обедненных по кремнию, визуально наблюдается переходная область шириной от 1 до 5 мм, имеющая желтоватый металлический блеск. Рентгенограмма переходной области (рис.5) отличается от таковой для однородных объемов композита прежде всего более высокой (в 3-5 раз) интенсивностью рефлексов интерметаллической е-фазы. При этом относительная интенсивность линий углерода также возрастает, а линий карбида кремния уменьшается.
а)
б)
Рис.б.Электронно-микроскопи-ческое изображение шлифа композита, полученного взимо-денствием углерода с расплавом Б! + 40 мас.% Си, в свете отраженных электронов (а); характеристического рентгеновского излучения 151 (б) и Си (в)
., у/'. -. •
•' 1 ;х
в)
"' &
Таким образом, увеличение содержания меди в расплаве до 40 мас.% существенно изменяет не только количественные соотношения фаз, но и пространственную однородность кремнеуглеродного композита. На дифрактограммах однородных областей композита с содержанием меди 40 мае. % (рис. 5) интенсивность рефлексов углерода и интерметаллической е-фазы возрастает, а карбида кремния уменьшается по сравнению с композитом, содержащим 15 мае. % Си. Следовательно, медь в расплаве кремния в количестве ~ 40 мае. % тормозит взаимодействие углерода й кремния. Средние размеры ОКР SiC, сформировавшихся в переходной, обогащенной медью области оказались в ~ 2 раза меньше таковых, образовавшихся'^ однородном по фазовому составу объеме материала.
Формирование композита на основе системы C-Si-Cu включает несколько процессов, основными из которых являются: 1) перенос расплава внутрь и распределение его по объему пористой углеродной основы; 2) химическое взаимодействие кремния с углеродом и образование новой фазы SiC. Оба этих процесса, во многом определяющие физико-химические свойства материала, развиваются при температуре синтеза композита практически одновременно и поэтому оказывают друг на друга существенное влияние. Действительно, при движении расплава по капиллярам он вступает во взаимодействие с углеродом, в результате происходит формирование кристаллов карбида кремния. Как известно, медь практически не взаимодействует с углеродом [12; 13]. Поэтому расплав по мере дальнейшего rtpo-движения по капиллярам углеродной основы обогащается медью и, вследствие увеличения краевого угла смачивания [13], теряет возможность перемещаться по порам под воздействием сил Лапласа.
В сплаве, содержащем 40 мае. % Си, такое обогащение медью по фронту продвижения расплава в пористой углеродной основе наступает быстро. В результате формируется сплошной слой, обогащенный медью, который теряет способность продвигаться по порам углеродной основы и блокирует доставку кремния к углероду. Следовательно, интенсивное обогащение расплава медью в результате химического взаимодействия жидкого кремния с углеродом обусловливает формирование объемов углеродной основы (дефектных областей), изолированных от контакта с расплавом исходного состава. "
Рассмотренная последовательность процессов подтверждается образованием в композите кристаллов е-фазы, обогащенной медью. Согласно диаграмме состояния системы Si-Cu [8], при охлаждении сплавов, содержащих 15 и 40 мае. % Си. должна формироваться ri-фаза (химический состав Cu3Si) и чистый кремний. Однако на рентгеновских дифрактограммах исследованных образцов обнаруживается группа линий, характерных для обогащенной медью е-фазы (Cu4Si), которая может образоваться только в том случае, если концентрация меди в сплаве превышает 88 мае. %.
Объемы макроскопических размеров, состоящие в основном из углерода, наблюдаются также в композите, синтезированном, взаимодействием углерода с расплавом Si+Ю мае. % А1. Рассмотрим распределение фаз по сечению композита и изменение размеров кристаллов в этом случае.
Фазовый состав C-SiC композита, в зависимости от расстояния от углеродного материала, не вступившего во взаимодействие с кремниемг, представлен в табл. 5. Интегральная ширина 100 % рефлекса р - SiC (111) остается постоянной
(0.18 градуса) как на расстоянии ~ 2 мм, так и на удалении до 8 мм от границы не вступившего во взаимодействие объема углерода, что указывает на одинаковые (~ 70 нм) средние размеры ОКР карбида кремния в образце. Количество образовавшегося карбида кремния, оцененное по интенсивности рефлексов р- БЮ, постепенно уменьшается при приближении к объему углеродного материала, не вступившего во взаимодействие с расплавом 8ьА1.
Таблица 5
Изменение структурных характеристик основных фаз БЮ-композита (расплава + 10 мае. % А1) в зависимости от расстояния до объема углеродной основы, не вступившего во взаимодействие
Фаза (рефлекс) Параметры структуры Расстояние до объема углерода, не вступившего во взаимодействие с расплавом, мм
8 6 3,5 2,5 0
Р, град. 0.18 0.18 0.18 0.18 0.18
БІС,,, 4 нм 0,2526 0,2527 0,2527 0,2529 -
I, отн.ед. 716 704 532 480 -
(І, нм 0,3376 0,3382 0,3388 0,3388 0,3388
С002 I, отн.ед. 672 752 1300 1505 5280
Ь, нм 46 43,7 34 34 33
Біш сі, нм 0,3145 0,3149 0,3153 0,3153 -
I, отн.ед. 210 145 . 65 52 -
Межплоскостные расстояния присутствующего в композите металлического кремния (1ш изменяется в пределах от 0,3145 до 0,3153 нм и больше такового для чистого кремния (0,3135 нм). Оцененная по закону Вегарда концентрация алюминия в кремнии составляет 7 мае. % на удалении 8 мм от границы объема композита, не вступившего во взаимодействие с 8ьА1 расплавом, а при приближении к этому объему постепенно увеличивается и достигает на границе 13 мае. %.
В зависимости от расстояния до объема, не вступившего во взаимодействие с расплавом, изменяется также количество и структурные параметры поликри-сталлического графита. Расчеты средних размеров ОКР графита по интегральной ширине максимума показывают, что Ьс постепенно возрастает при удалении от углеродной области от 33 до 46 нм. Межслоевое расстояние <1002 изменяется от максимального значения в углеродной области (0,3388 нм) до значения 0,3376 нм на расстоянии 8 мм от нее (табл.5).
Таким образом, как установлено в модельных опытах, в процессе твердофазного взаимодействия в системе С-81 за время меньше двух секунд формируются достаточно крупные кристаллы БЮ, средние размеры которых превышают 50 нм. Увеличение времени взаимодействия стимулирует рост количества новой фазы, средние размеры ОКР при этом увеличиваются всего в ~ 2 раза.
Быстрый рост кристаллов карбида кремния может быть обусловлен тем, что процесс образования Б1С сопровождается экзотермическим эффектом 60±12 кДж/моль. Поэтому также, как и в других ультрадисперсных системах
[9-11], выделяющаяся в момент взаимодействия на границе раздела фаз теплота обеспечивает локальное повышение температуры в зоне реакции и стимулирует таким образом взаимодействие. В предположений, что твердофазное взаимодействие протекает адиабатно, величина перегрева в локальном микрообъеме, испытывающем превращение, может достигать 700°. Такое повышение температуры в зоне реакции существенно ускоряет взаимодействие и рост кристаллов карбида кремния.
Добавка Си в расплав в количестве 40 мае. % тормозит рост средних размеров ОКР 81С. В присутствии добавки алюминия в количестве 10 мае. % процесс твердофазного взаимодействия в системе углерод-кремний развивается более активно. Интенсивное формирование кристаллов 81С в присутствии А1, по-видимому, обусловлено тем, что он вступает во взаимодействие с углеродом и образует неустойчивые карбиды алюминия [2], последующее разложение которых стимулирует рост кристаллов карбида кремния. Одновременно с процессом образования кристаллов карбида кремния в системе развивается перестройка кристаллической структуры исходного углерода - происходит рост средних размеров ОКР, уменьшение межслоевого расстояния (1оо2 и величины Д<1/&
Выводы
Пространственная неоднородность С-8Ю композита обусловлена активным взаимодействием кремния с углеродом, в результате которого происходит зарастание наиболее тонких капилляров карбидом кремния и прекращение переноса расплава вглубь пористой углеродной основы. В присутствии добавок Си или А1 в процессе твердофазного взаимодействия происходит обогащение расплава легирующей добавкой, в результате чего его перенос по порам замедляется.
Быстрый рост размеров кристаллов карбида кремния в первые секунды твердофазного взаимодействия стимулируется теплотой реакции. Добавка Си в расплав в количестве 40 мае. % тормозит рост кристаллов БЮ, в присутствии добавки А1 (10 мае. %) процесс кристаллообразования развивается более активно.
Интерметаллическая с-фаза (состав Си.^) формируется при охлаждении композита на границе с макрообъемами не вступившего во взаимодействие углерода и обусловлена обогащением сплава 81+Си медью до концентрации, превышающей 88 мае. %.
Список литературы
1. Тарабанов А.С., Костиков В.И. Силицированный графит. М.: Металлургия, 1977.
2. ГнесинГ.П. Карбидокремниевые материалы. М.: Металлургия, 1977.
3. Тюменцев В.А., Ягафаров Ш.Ш., Фотиев А.А. и др. // Журн. неорган. химии. 1991. Т.36, №7. С. 1874.
4. Беленков Е.А., Тюменцев В.А., Кошелев Ю.И., Шейнкман А.И // Неорган. материалы. 1992. Т.28, №10-11. С. 2096.
5. Беленков Е.А., Тюменцев В.А., Фотиев А.А. Кристаллообразование на началь-
ных стадиях взаимодействия в системах С-Si, С-Si-Cu, C-Si-Al // Неорган. материалы. 1997. Т.ЗЗ, №.3., С.324. V ‘ • .
6. Каган А.С., Сновидов В.М. Анализ формы дифракционных линий низкоотпу-щенного мартенсита//ФФМ. 1965, Т.19, вып.2. С.191.
7. Францевич И.Н., Гнесин Г.П., Зубкова С.М.^ Кровец В.А., Романова В.З. Карбид кремния. Свойства и области применения. Киев.: Наук, думка, 1975.
8. Хансен М., Андерко К Структуры двойных сплавов. М.: Металургаэдат, 1962. Т.2.
9. Беляев Э.К.0 некоторых закономерностях начального периода реакций в порошковых смесях//Неорган. материалы. 1980. Т.16, №11. С.1990.
10. Шейнкман А.И., Тюменцев В.А., Фотиев А.А."Рекристаллизация диоксина титана, стимулированная фазовым превращением // Неорган. материалы. 1984. Т.20, №10. С. 1692. ' ‘ ’
11. Тюменцев В.А., Фотиев А.А., Шейнкман А.И. Особенности твердофазного
взаимодействия в ультрадисперсных оксидах // Неорган. материалы. 1988. Т.24, №7. С. 1150. .
12. Федоров В.Б., Шоршоров М.Х., Хакимова Д.К. Углерод и его взаимодействие с металлами М.: Металлургия, 1978.
13. Дергунова B.C., Левинский Ю.В., Шуршаков А.Н., Кровецкий Г. А. Взаимбдей-ствие углерода с тугоплавкими металлами. М.: Металлургия, 1974.
ВЛИЯНИЕ МАКРОСТРУКТУРЫ УГЛЕРОДНОЙ ОСНОВЫ НА ФОРМИРОВАНИЕ С-81С КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА
Ш.Ш. Ягафаров, В.А. Тюменцев, Е.А. Беленков, С.А. Подкопаев
Методами растровой электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа изучена природа формирования пространственно неоднородных по фазовому и химическому составу областей в композиционном С-5/Сматериале.
Кремнеуглеродные композиционные материалы получают путем пропитки пористой углеродной основы жидким кремнием [1;2]. В результате кратковременного взаимодействия кремния с углеродом формируется объемный пористый каркас из карбида кремния, в котором находятся не вступившие во взаимодействие углерод и кремний. Пространственное распределение областей углерода и их . размеры во многом определяют физико-химические свойства С-БЮ композиционных материалов. В частности в [3] показано, что при таком способе синтеза возможно образование областей углерода макроскопических размеров, в результате чего могут развиваться процессы, приводящие к саморазрушению изделий. Вместе с тем закономерности формирования макроструктуры композиционного С-БЮ материала, образующейся в процессе твердофазного взаимодействия углерода и
