CC BY
68
УДК 546.621/623:17
ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА КЕРАМИКИ ИТТРИЙСТАБИЛИЗИРОВАННОГО ДИОКСИДА ЦИРКОНИЯ
1КАРБАНЬ О. В., 2ХАЗАНОВ Е. Н., 2ТАРАНОВ А. В., 1САЛАМАТОВ Е. И., 3ХАСАНОВ О. Л.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132 Институт радиотехники и электроники им. В. А. Котельникова РАН, 125009, г. Москва, ул. Моховая 11, корп. 7 3Национальный исследовательский Томский политехнический университет, 634050, г. Томск, пр. Ленина, 30
АННОТАЦИЯ. Методами рентгеновской дифракции, атомно-силовой микроскопии, рентгенофотоэлектронной спектроскопии и фононной спектроскопии исследована структура образцов поликристаллической керамики УБ2 на всех стадиях синтеза: порошок, компакт, керамика. Показано, что ультразвуковое воздействие на стадии компактирования и повышение температуры отжига способствуют диффузии иттрия из объема зерен в область межзеренных границ. Данный процесс приводит к изменению фазового состава зерен, межзеренных границ и, как следствие, транспортных характеристик тепловых фононов.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: диоксид циркония, межзеренные границы, фононная спектроскопия.
ВВЕДЕНИЕ
Иттрийстабилизированный поликристаллический диоксид циркония (УБ2) представляет интерес в качестве конструкционной керамики, обладающей уникальными механическими свойствами, такими как высокая микротвердость, трещиностойкость и изгибная прочность. Перевод керамических материалов в нанокристаллическое состояние позволяет ожидать улучшения как механических, так и других функциональных характеристик керамик. Формирование структуры керамических материалов в процессе синтеза во многом зависит от свойств межзеренных границ (МГ), отличных от объема зерен и выполняющих роль второй фазы, поэтому контроль формирования состава и структуры межзеренного слоя представляется одним из ключевых моментов создания микро- и наноструктурных материалов с заданными свойствами.
В данной работе изложены результаты исследования структуры поликристаллической наноструктурированной керамики на всех этапах изготовления (исходный порошок -компактирование - спекание). Особое внимание уделено изучению влияния условий компактирования на формирование фазового состава зерен, межзеренных границ, и, как следствие, теплофизические характеристики материала керамики. При проведении исследований использовался единый комплексный подход, включающий методы рентгеновской дифракции, атомной силовой микроскопии (АСМ), рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) и фононной спектроскопии [1].
ОБРАЗЦЫ И МЕТОДЫ
Образцы керамики были синтезированы из нанопорошка 2г02-5мас.%У203, изготовленного методом плазмохимического синтеза. Частицы порошка имели чешуйчатую форму со средним линейным размером 150 нм. Средний размер областей когерентного рассеяния (ОКР) в частицах порошка составлял 23 нм. Порошок содержал 74,13 % 2г; 18,16 % О; 4,28 % У, а также 3,43 % примесного углерода.
Одноосное сухое прессование проводилось на воздухе при давлении прессования Р = 250 МПа с одновременным воздействием ультразвука(УЗ) мощностью Ж = 1, 2 и 3 кВт и без УЗ-воздействия [2]. Полученные компакты диаметром Б = 15 мм и толщиной 2 - 3 мм
спекались на воздухе при температуре Тсп = 1650 °C. Плотность компактированных и спеченных образцов рассчитывалась геометрическим способом.
Морфология поверхности исследовалась методом АСМ с использованием сканирующего зондового микроскопа Solver P47 (NT-MTD, Россия). Применялись кремниевые прямоугольные кантилеверы (NSG 11, NT-MDT). Исследования сколов керамики проводились в полуконтактном режиме на воздухе. Частицы исходного порошка 2г02-5мас.%У203 крепились на пленку полистирола, полученную испарением этилацетата из раствора полистирола в этилацетате. Пленка наносилась на ситал, с последующим закреплением порошка под ультрафиолетовым излучением.
Анализ химического состава проводился методом РФЭС на спектрометре ЭС-2401. Спектры возбуждались MgKa-излучением, вакуум в камере анализатора составлял 10-6 Па. Калибровку спектрометра проводили по линии Au4f/2 с энергией связи Есв = 84,0 эВ. Есв ds-электронов в алкильной группе принимали равной 285,0 эВ. Для математической обработки получаемых РФЭС данных использовался метод Фурье с применением алгоритма регуляризации по Тихонову.
Методика исследования рассеяния фононов тепловых частот на межзеренных границах (МГ), дефектах структуры зерен в поликристаллических керамиках на основе оксидов подробно изложена в [3]. Измеряемой в эксперименте величиной являлось время прихода на детектор (болометр) максимума диффузионного сигнала tm НФ, инжектированных из пленки металла, нагреваемой коротким (10-7 с) импульсом тока до температуры Th, AT = Th-T0 << T0, (T0 - температура термостата). Такой подход позволял, считая Th ~ T0 и меняя температуру термостата, получить температурную зависимость tm(T). tm = L2/2D(T), D(T) = 1/3ltrv, где D - коэффициент диффузии, v - средняя по поляризациям скорость фононов, ltr - длина свободного пробега неравновесных фононов (НФ). Таким образом, tm однозначно связано с кинетическими характеристиками фононов тепловых частот, обусловленными рассеянием на структурных особенностях исследуемого материала.
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ КЕРАМИКИ YSZ В ПРОЦЕССЕ СИНТЕЗА
Частицы порошка, как видно на АСМ-изображении в методе изображения топографии (рис. 1), имеют ярко выраженную чешуйчатую структуру шириной 40 - 50 нм с кристаллитами 25 - 30 нм. Небольшое превышение размеров кристаллитов по данным АСМ над данными рентгеновской дифракции (ОКР = 23 нм) можно объяснить латеральным уширением в процессе
сканирования.
Рис. 1. АСМ-изображение частицы исходного порошка ZrO2-5мас.%Y2Oз
Ультразвуковое (УЗ) воздействие в процессе прессования практически не влияло на
3 3
плотность компактов (2,6 ^ 2,7)-10 кг/м , что связано с реологическими свойствами данного порошка, т.к. межчастичное и пристенное трение порошка не критично для уплотнения при различных интенсивностях УЗ-воздействия [2].
УЗ-воздействие в процессе прессования приводило к формированию более гомогенной структуры прессовок. Одновременно сами частицы в компакте активировались в процессе вибрационных взаимодействий в УЗ-поле (увеличивалась концентрация дефектов), что приводило к интенсификации спекания, возможности понижения его температуры и ограничению роста зерен. При компактировании без УЗ-воздействия сохранялся средний размерный уровень 25 - 30 нм, что соответствовало размеру кристаллитов в исходном порошке. Для компактов, подвергнутых УЗ-воздействию, наблюдался характерный размерный уровень 40 - 60 нм. Исчезновение размерного уровня, соответствующего размеру кристаллитов в исходном порошке можно объяснить протеканием начальной пластической деформации. С увеличением мощности УЗ-воздействия распределение фрагментов по размерам становилось более узким.
3 3
Плотность керамики составляла (5,45^5,59)40 кг/м . АСМ-исследования сколов керамики показали, что структура образцов определялась мощностью ультразвукового воздействия, и частично наследовала структуру компактов. При УЗ-воздействии до 3 кВт сохранялась морфология исходного порошка. Для образца, полученного прессованием при максимальных режимах УЗ-воздействия (Ж = 3 кВт), полностью исчезал уровень кристаллитов и могли образовываться агломераты с размером 1000 нм и более (рис. 2, а, б) при одновременном ингибировании роста кристаллитов (табл. 1). Наиболее узкое распределение зерен наблюдалось для образцов, полученных при мощности УЗ-воздействия 2 кВт.
Height Height
а) б)
Рис. 2. АСМ изображения спеченных образцов: а) без УЗ-воздействия, б) W=3 кВт
Таблица 1
Характеристики компактированных и спеченных образцов в зависимости от мощности УЗ-воздействия при прессовании
Мощность УЗ-воздействия, кВт Относительная плотность компактов, рп Относительная плотность керамики, рк Размер ОКР в керамике, Го^ нм Содержание моноклинной фазы в образце, См, вес. %
0 0,43 0,89 77 0
1 0,43 0,91 54 5
2 0,43 0,92 64 12
3 0,44 0,88 79 0
По данным рентгенофазового анализа [4] все образцы керамики иттрийстабилизированного диоксида циркония были поликристаллические, тетрагональной модификации. Для образцов, полученных при воздействии 1, 2 кВт было обнаружено наличие моноклинной модификации иттрийстабилизированного диоксида циркония (табл. 1). Размер ОКР по данным рентгеноструктурного анализа не превышает 80 нм.
СТРУКТУРА И СОСТАВ МЕЖЗЕРЕННЫХ ГРАНИЦ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ УСЛОВИЯХ КОМПАКТИРОВАНИЯ
По данным РФЭС исследований, соотношение атомов У/2г в поверхностных слоях частиц порошка составляло 10:90 (табл. 2). Кроме того, поверхность исходного порошка содержала адсорбированные кислород и углерод, которые входят в состав СН групп (Энергия связи С1я = 285,0 эВ [5]), С-0 (Энергия связи С1я = 286,4 эВ [6]) и (С=0) СООН (Энергия связи С1^ = 288 - 290 эВ [5]) групп, а также содержится в виде свободного углерода (Энергия связи С1^ = 283,2 эВ [5]). Наличие значительного количества адсорбированных С-О групп на поверхности порошков У-Т2Р также было обнаружено ранее методами ИК-спектроскопии [7].
Скол в компактах происходил по интерзеренному механизму, поэтому состав поверхности сколов соответствовал составу интерфейсных областей. Анализ РФЭС спектров поверхности сколов компактов позволил заключить, что состав интерфейсных областей образцов, не подвергавшихся УЗ-воздействию, практически не отличался от соотношения элементов на поверхности частиц исходного порошка (табл. 2). Использование УЗ-воздействия приводило к частичному разрушению и удалению адсорбированных гидрокарбонильных С-0 и С00Н групп с поверхности зерен и, вероятно, более равновесному состоянию межзеренных границ. УЗ-воздействие на этапе компактирования практически не влияло на соотношение между У и 2г в МГ и их химическое состояние.
Таблица 2
Относительное содержание У и Zr (ат.%) на поверхности исходного порошка, сколов компактов и спеченных образцов в зависимости от мощности УЗ-воздействия согласно РФЭС данным
^ кВт Компакты Спеченная керамика
У 1т У 1т
Порошок 10 90
0 9 91 13 87
1 10 90 18 82
2 12 88 15 85
3 8 92 14 86
Установлено, что в процессе спекания предварительное УЗ-воздействие приводило к интенсификации высокотемпературной диффузии иттрия из объема зерна в области МГ,
3+
отклонению распределения ионов У от гомогенного и формированию областей с более высокой концентрацией У3+ в области МГ, к уменьшению концентрации У203 внутренней области зерен (табл. 2). При оценке влияния данного процесса на формирование межзеренных границ в этом случае следует учитывать, что скорость диффузии У3+ по границам зерен на несколько порядков выше, чем в объеме [8]. При УЗ-воздействии 1, 2 кВт, такое перераспределение концентрации иттрия внутри зерна связано с активацией состояния иттрия в твёрдом растворе диоксида циркония при прессовании и приводит к формированию кубической фазы в интерфейсных областях, при одновременном образовании моноклинной фазы в объеме зерен (рис. 3). Подобное обогащение У в первом монослое на поверхности скола с последующим быстрым уменьшением при увеличении глубины анализируемого слоя было обнаружено в работе [9]. Возможность такого сосуществования двух фаз в одном зерне без образования когерентных границ была ранее показана теоретически [10] и наблюдалась экспериментально [6, 11].
Термодинамические расчеты при условиях, близких к условиям термического спекания образцов (общее давление в системе - 1 атм; температура - 1923 К; состав спекаемой фазы 2г97У60203, содержание воздуха 10 - 90 вес.%) показали, что при температуре спекания возможен переход незначительных количеств оксида иттрия У02 в газовую фазу. Соответственно, при нагревании может происходить диффузия иттрия к границам, а поры керамики могут содержать газофазный У02, который при охлаждении образцов также может осаждаться по границам зерен, обогащая их иттрием.
Рис. 3. Схема фазовой трансформации в образце при спекании
Отсутствие моноклинной фазы в образце, подвергнутом УЗ-воздействию мощностью 3 кВт, можно объяснить из результатов РФЭС, согласно которым в интерфейсных областях этого образца наблюдается наличие карбидоподобного углерода (Энергия связи С18 = 282 эВ [5]) (табл. 3). Можно предположить, что переход свободного углерода в карбидоподобную фазу с образованием карбида циркония на поверхности зерен ингибирует диффузию иттрия из объема в процессе спекания.
Таблица 3
Состав поверхности исходного порошка и сколов спеченных образов (в ат.%) в соответствии с данными РФЭС в зависимости от мощности УЗ-активации
W, кВт У С* О
Порошок 2 21 22 55
0 5 15 20 60
1 4 24 4 68
2 5 22 8 65
3 2 19 21 58
*Количество С дано без учета содержания СН-групп.
ФОНОННАЯ СПЕКТРОСКОПИЯ У87 КЕРАМИКИ
Особенности транспорта слабонеравновесных фононов (НФ) в области гелиевых температур [12] позволяют пренебречь неупругим фонон-фононными взаимодействием, при этом рассеяние НФ определяется только характером структуры исследуемого материала. В данном случае целью исследования была попытка анализа рассеяния фононов на статистических фазовых неоднородностях в керамике У87, синтезированной в условиях различных технологических режимов.
На рис. 4 приведены температурные зависимости коэффициента диффузии в образцах керамики, синтезированной при различной мощности УЗ воздействия. Образцы W = 1 и 3 кВт имеют близкие значения и температурные зависимости коэффициента диффузии. В образце W = 2 кВт, когда количество моноклинной фазы в тетрагональной матрице зерен составляет 12 % (табл. 1), наблюдается резкое уменьшение коэффициента диффузии.
Основным механизмом рассеяния фононов в поликристаллических керамиках является, как правило, рассеяние на межзеренных границах (МГ). Такое рассеяние наиболее эффективно, когда проекция обратной величины волнового вектора фонона сопоставима с толщиной МГ ё и определяется различием акустических импедансов материала зерна и МГ. Оценка толщины МГ согласно модели [13] для образцов 0; 1; 3 кВт приведена на вставке рис. 4. Видно, что УЗ-воздействие во всем диапазоне мощностей уменьшает и стабилизирует толщину МГ. Данный факт свидетельствует, что механизм рассеяния фононов на статистических фазовых неоднородностях является определяющим в образцах, синтезированных при W = 2 кВт, что представляется разумным, т.к. соотношение плотностей тетрагональной и моноклинной фазы 6,1/5,7 кг/м3.
Рис. 4. YSZ 2.8 мол.% Т=1650 °С, размер зерна К=420 нм, 350 нм, 345 нм сверху вниз.
Вставка - зависимость толщины МГ от мощности УЗ-воздействия
Повышение температуры спекания на 40 градусов (1690 °С) не приводило к драматическому росту ОКР и зерен керамики. Относительная плотность керамики составляла свыше 90 %. Размер ОКР не превышал 90 нм. По данным РФЭС исследований, при увеличении температуры спекания до Т = 1690 °С концентрация иттрия в поверхностных слоях сколов керамик увеличивалась относительно исходного порошка так же, как и при Т = 1650 °С. Данные для образцов, спекаемых при Т = 1690 °С, приведены в табл. 4. При этом для образцов, скомпактированных при параметрах прессования Р = 150 МПа, W = 2 кВт, скол проходил по транскристаллитному механизму, что свидетельствует об уменьшении прочности кристаллитов (зерен), связанной с интенсивным образованием областей моноклинной фазы в их объеме.
Таблица 4
Энергии связи Есв и содержание (ат.%) Zr, Y, С и О в рентгеноэлектронных спектрах поверхностных слоев сколов керамик, спрессованных при Р=150 МПа и спеченных при 1690 °С
Образец С18 018 2г3а3/2 У3а3/2
Есв, эВ Содер., % Есв, эВ Содер., % Ес, эВ Содер., % Ес, эВ Содер., %
0 кВт 284,3 285,0 4,6 28,8 530,1 531,8 533,5 28,9 18,1 5,6 182,2 11,4 158,4 3,6
1 кВт 283,6 285,0 286,5 7,3 42,62 6,8 529,2 530,2 531,9 7,2 16,5 12 182,2 8,6 158,6 2,1
2 кВт 285,0 71,4 531,1 532,6 534,5 5,9 14,4 4,2 182,3 4,0 158,4 следы
3 кВт 282,1 283,8 285,0 286,2 13.5 12,9 20.6 14,4 529,0 530,5 532,0 4,2 14,0 9,4 182,2 8,0 158,4 2,9
Таким образом, ультразвуковое воздействие на стадии прессования образцов У82 керамики может приводить к диффузии иттрия из объема зерна с формированием кубической фазы в области межзеренных границ и областей моноклинной фазы в объеме зерен. Данный процесс интенсифицируется с повышением температуры спекания. Наличие фазовых неоднородностей в образцах керамики определяет теплофизические характеристики материала.
Работа выполнена при поддержке РФФИ (гранты 16-07-00592а, 15-07-02563а).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Карбань О. В., Канунникова О. М., Саламатов Е. И., Хазанов Е. Н., Леесмент С. И., Гончаров О. Ю. Применение современных методов исследования для изучения оксидных нанокерамик // Химическая физика и мезоскопия. 2009. Т. 11, № 4. С. 499-511.
2. Khasanov O. L., Dvilis E. S. Net-shaping nanopowders with powerful ultrasonic action and methods of the density distribution control // Advances in Applied Ceramics, 2008, vol. 107, no. 3, pp. 135-141. DOI: 10.1179/174367508X297830
3. Каминский А. А., Таранов А. В., Хазанов Е. Н. Исследование структуры оксидной керамики методом фононной спектроскопии // Радиотехника и электроника. 2011. Т. 56, № 10. С. 1245-1253.
4. Карбань О. В., Хазанов Е. Н., Хасанов О. Л., Саламатов Е. И., Гончаров О. Ю. Наследственность и модификация наноструктурной керамики ZrO2 в процессе изготовления // Перспективные материалы. 2010. № 6. С. 76-85.
5. Marinova Ts., Tsanev A., Stoychev D. Characterisation of mixed yttria and zirconia thin films // Materials Science and Engineering: B, 2006, vol. 130, iss. 1-3, pp. 1-4. http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2005.11.008
6. Matsui K., Horikoshi H., Ohmichi N., Ohgai M., Yoshida H., Ikuara Y. Cubic-Formation and Grain-Growth Mechanisms in Tetragonal Zirconia Polycrystal // Journal of the American Ceramic Society, 2003, vol. 8, no. 8, pp. 1401-1408. DOI: 10.1111/j.1151-2916.2003.tb03483.x
7. Gottardi G., Laidani N., Micheli V., Bartali R., Anderle M. Effect of oxygen concentration in the Ar/O2 plasma on the bulk structure and surface properties of RF reactively sputtered zirconia thin films // Surface and Coatings Technology, 2008, vol. 202, iss. 11, pp. 2332-2337. http://dx.doi.org/10.1016/j.surfcoat.2007.08.052
8. Kilo M., Borchardt G., Lesage B., Weber S., Scherrer S., Schroeder M., Martin M. Y and Zr Tracer Diffusion in Yttria-Stabilized Zirconia at Temperatures between 1250 K and 2000 K // Key Engineering Materials, 2001, vols. 206-213, pp. 601-604. DOI: 10.4028/www.scientific.net/KEM.206-213.601
9. Rizea A., Petot-Ervas G., Petot C., Abrudeanu M., Graham M. J., Sproule G. I. Transport properties of yttrium-doped zirconia - influence of kinetic demixinng // Solid State Ionics, 2007, vol. 177, iss. 39-40, pp. 3417-3424. http://dx.doi.org/10.1016/j.ssi.2006.10.016
10. Shevchenko V. Ya., Samoilovich M. I., Talis A. L., Madison A. E., Shudegov V. E. Geometrical Structural Complexes of ZrO2 Nanoparticles // Glass Physics and Chemistry, 2005, vol. 31, iss. 2, pp. 187-200. DOI: 10.1007/s 10720-005-0043-7
11. Shevchenko V. Ya., Khasanov O. L., Madison A. E., Lee J. Y. Investigation of the Structure of Zirconia Nanoparticles by High-Resolution Transmission Electron Microscopy // Glass Physics and Chemistry, 2002, vol. 28, no. 5, pp. 322-325. doi:10.1023/A:1020704928546
12. Иванов С. Н., Таранов А. В., Хазанов Е. Н. Определение кинетических характеристик фононов в кристаллах с примесями методом тепловых импульсов // Журнал экспериментальной и теоретической физики. 1991. Т. 99, В. 4. С. 1311-1318.
13. Barabanenko Yu. N., Ivanov V. V., Ivanov S. N., Taranov A. V., Khazanov E. N. The scattering of non-equilibrum phonons in Al2O3 nanoceramics // Physica B. Condensed Matter, 2002, vol. 316-317, pp. 269-272. http://dx.doi.org/10.1016/S0921 -4526(02)00482-9
FEATURES FORMING OF STRUCTURE AND PHASE COMPOSITION IN YTTRIA-STABILIZED ZIRCONIA CERAMICS
:Karban O. V., 2Khazanov E. N., 2Taranov A. V., 1Salamatov E. I., 3Khasanov O. L.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
2Kotelnikov Institute of Radio Engineering and Electronics of the Russian Academy of Sciences, Moscow, Russia
3Tomsk Polytechnic University, Tomsk, Russia
SUMMARY. Exposure to the ultrasound (US) during compaction process leads to the formation of a homogeneous structure of agglomerates. Moreover, the particles in the compact activated during vibration interaction. It makes us possible to intensify the sintering, decrease the temperature, control the grain growth, and stabilize grain boundaries. The size distribution of fragments became narrower when the US power increases. The morphology of initial powder remained unchanged for US power less than 1.2 kW. The most narrow size distribution of grains was observed at W=2 kW. Crystallites completely disappeared at W=3 kW and agglomerates can be formed. All samples of YSZ ceramics were polycrystalline, tetragonal modification. The monoclinic modification was observed for the samples exposured to 1.2 kW. It was found that US exposure leads to an intensification of high-temperature diffusion of Yttrium from grain volume into the grain boundary area and reduce the Y2O3 concentration in inner grain area. Such a redistribution during pressing leads to the formation of a cubic phase in the interface regions and a monoclinic phase in the grain volume. It was found that samples compacted at P = 150 MPa, W = 2 kW cleave by trans-granular mechanism. That fact indicates a decrease in the strength of the crystallites (grains) caused by the formation of monoclinic phase regions. The analysis of the transport properties of thermal phonons at helium temperature showed that the main reason of phonon scattering is phase inhomogeneities in the grain structure.
KEYWORDS: YZT, interfaces regions, thermal phonon kinetics. REFERENCES
1. Karban' O. V., Kanunnikova O. M., Salamatov E. I., Khazanov E. N., Leesment S. I., Goncharov O. Yu. Primenenie sovremennykh metodov issledovaniya dlya izucheniya oksidnykh nanokeramik [Using advance methods for oxide nanoceramics investigation]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical physics and mesoscopy], 2009, vol. 11, no. 4, pp. 499-511.
2. Khasanov O. L., Dvilis E. S. Net-shaping nanopowders with powerful ultrasonic action and methods of the density distribution control. Advances in Applied Ceramics, 2008, vol. 107, no. 3, pp. 135-141. DOI: 10.1179/174367508X297830
3. Kaminskii A. A., Taranov A. V., Khazanov E. N. Structural study of oxide ceramics using the phonon spectroscopy. Journal of Communications Technology and Electronics, 2011, vol. 56, no. 10, pp. 1234-1241. DOI: 10.1134/S106422691109004X
4. Karban' O. V., Khazanov E. N., Khasanov O. L., Salamatov E. I., Goncharov O. Yu. Nasledstvennost' i modifikatsiya nanostrukturnoy keramiki ZrO2 v protsesse izgotovleniya [Heredity and modification of nanostructured ZrO2 ceramics during obtaining]. Perspektivnye materialy [Journal of Advanced Materials], 2010, no. 6, pp. 76-85.
5. Marinova Ts., Tsanev A., Stoychev D. Characterisation of mixed yttria and zirconia thin films. Materials Science and Engineering: B, 2006, vol. 130, iss. 1-3, pp. 1-4. http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2005.11.008
6. Matsui K., Horikoshi H., Ohmichi N., Ohgai M., Yoshida H., Ikuara Y. Cubic-Formation and Grain-Growth Mechanisms in Tetragonal Zirconia Polycrystal. Journal of the American Ceramic Society, 2003, vol. 86, no. 8, pp. 1401-1408. DOI: 10.1111/j.1151-2916.2003.tb03483.x
7. Gottardi G., Laidani N., Micheli V., Bartali R., Anderle M. Effect of oxygen concentration in the Ar/O2 plasma on the bulk structure and surface properties of RF reactively sputtered zirconia thin films. Surface and Coatings Technology, 2008, vol. 202, iss. 11, pp. 2332-2337. http://dx.doi.org/10.1016Zj.surfcoat.2007.08.052
8. Kilo M., Borchardt G., Lesage B., Weber S., Scherrer S., Schroeder M., Martin M. Y and Zr Tracer Diffusion in Yttria-Stabilized Zirconia at Temperatures between 1250K and 2000K. Key Engineering Materials, 2001, vols. 206-213, pp. 601-604. DOI: 10.4028/www.scientific.net/KEM.206-213.601
9. Rizea A., Petot-Ervas G., Petot C., Abrudeanu M., Graham M. J., Sproule G. I. Transport properties of yttrium-doped zirconia - influence of kinetic demixinng. Solid State Ionics, 2007, vol. 177, iss. 39-40, pp. 3417-3424. http://dx.doi.org/10.1016/j.ssi.2006.10.016
10. Shevchenko V. Ya., Samoilovich M. I., Talis A. L., Madison A. E., Shudegov V. E. Geometrical Structural Complexes of ZrO2 Nanoparticles. Glass Physics and Chemistry, 2005, vol. 31, iss. 2, pp. 187-200. DOI: 10.1007/s 10720-005-0043-7
11. Shevchenko V. Ya., Khasanov O. L., Madison A. E., Lee J. Y. Investigation of the Structure of Zirconia Nanoparticles by High-Resolution Transmission Electron Microscopy. Glass Physics and Chemistry, 2002, vol. 28, no. 5, pp. 322-325. doi: 10.1023/A:1020704928546
12. Ivanov S. I., Taranov A. V., Khazanov E. N. Determination by the "warm" pulse method of the kinetic characteristics of phonons in crystals with impurities. Soviet Physics - JETP, 1991, vol. 72, no. 4, pp. 731-735. http://www.jetp.ac.ru/cgi-bin/dn/e_072_04_0731.pdf
13. Barabanenko Yu. N., Ivanov V. V., Ivanov S. N., Taranov A. V., Khazanov E. N. The scattering of non-equilibrum phonons in Al2O3 nanoceramics. Physica B. Condensed Matter, 2002, vol. 316-317, pp. 269-272. http://dx. doi.org/10.1016/S0921 -4526(02)00482-9
Карбань Оксана Владиславовна, доктор физико-математических наук, старший научный сотрудник отдела структурно-фазовых превращений ФТИ УрО РАН, тел. (3412) 72-52-39, e-mail: ocsa123@yahoo.com
Хазанов Ефим Наумович, доктор физико-математических наук, профессор, ведущий научный сотрудник отдела Полупроводниковой электроники ИРЭ им. В.А. Котельникова РАН, тел. (495)629-35-90, e-mail: khazanov@cplire.ru
Таранов Андрей Вадимович, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник отдела Полупроводниковой электроники ИРЭ им. В.А. Котельникова РАН, e-mail: taranov@cplire.ru
Саламатов Евгений Иванович, доктор физико-математических наук, главный научный сотрудник отдела теоретической физики ФТИ УрО РАН, тел. 8(3412)21-69-33, е-mail: salam@ptf.fti.udmurtia.su
Хасанов Олег Леонидович, доктор технических наук, профессор, заведующий кафедрой наноматериалов и нанотехнологий, ТПУ, тел. (3822)42-72-42, e-mail: khasanov@tpu.ru
