Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Аналитический обзор 11
1.1 Полиморфизм нитрида бора 11
1.1.1 Кристаллическая структура различных модификаций нитрида бора... 14
1.1.1.1 Слоистая структура нитрида бора 14
1.1.1.2 Тетраэдрическая структура нитрида бора
1.1.2 Физические свойства основных модификаций нитрида бора 17
1.1.3 Превращение сфалеритного нитрида бора в графитоподобный 19
1.2 Полиморфизм и физические свойства карбида кремния 20
1.2.1 Структура кристаллических форм карбида кремния 23
1.2.2 Механизмы образования карбида кремния
1.2.2.1 Диффузионный механизм 25
1.2.2.2 Механизм растворения-осаждения 26
1.2.3 Керамика на основе карбида кремния 27
1.3 Строение, свойства и применение пироуглерода 29
1.3.1 Строение и свойства пироуглерода 30
1.3.2 Применение пироуглерода 37
1.4 Заключение по литературному обзору 40
ГЛАВА 2 Методы исследования и анализа 42
2.1 Характеристика исходных материалов 42
2.2 Методика исследования
2.2.1 Определение плотности и пористости композиционных материалов..43
2.2.2 Определение предела прочности при изгибе 43
2.2.3 Определение модуля упругости 44
2.2.4 Определение твердости и трещиностойкости 45
2.2.5 Определение теплофизических свойств 45
2.2.6 Определение трибологических характеристик 46
2.2.7 Рентгенодифракционный анализ 47
2.2.8 Стойкость к эрозионному изнашиванию з
2.2.9 Изучение микроструктуры 48
2.2.10 Обработка результатов эксперимента 48
ГЛАВА 3 Разработка методов получения композиционных материалов нитрид бора-карбид кремния - кремний 49
3.1 Теоретическое рассмотрение возможных методов получения композиционных материалов BN-SiC-S 49
3.2. Исследования технологических методов получения материалов нитрида бора-карбид кремния - кремний 61
ГЛАВА 4 Структура и свойства композиционных материалов нитрид бора-карбид кремния - кремний 75
4.1 Исследование структуры композитов BN-SiC-Si 75
4.1.1 Рентгенодифракционный анализ композиционных материалов 75
4.1.2 Микроскопические исследования композиционных материалов BN SiC-Si 75
4.1.2.1 Оптическая микроскопия 75
4.1.2.2 Электронная микроскопия 81
4.2 Изучение свойств композиционных материалов BN-SiC-Si 86
4.2.1 Прочность композиционных материалов BN-SiC-Si 86
4.2.2 Твердость и трещиностойкость композиционного материала BNKy6-SiC-Si 88
4.2.3 Стойкость композиционного материала BNKy6-SiC-Si к эрозионному изнашиванию 90
4.2.4 Теплофизические свойства материалов BN-SiC-Si 91
ГЛАВА 5 Иссследования трибологических свойств материалов нитрид бора - карбид кремния - кремний 93
5.1 Пара трения «кубический BN-SiC-Si - сталь» 93
5.2 Пара трения «гексагональный BN-SiC-Si - сталь» 95
5.3 Пара трения «композит гексагональный BN-SiC-Si - композит гексагональный BN-SiC-Si» 97
5.4 Испытания экспериментальных образцов подшипников скольжения из композиционного материала кубический нитрид бора - карбид кремния кремний 101
Заключение 104
Список литературы 106
- Физические свойства основных модификаций нитрида бора
- Определение предела прочности при изгибе
- Исследования технологических методов получения материалов нитрида бора-карбид кремния - кремний
- Изучение свойств композиционных материалов BN-SiC-Si
Физические свойства основных модификаций нитрида бора
Тетраэдрические решетки можно описать с помощью представлений о плотнейших шаровых упаковках, которыми обладают гранецентрированная кубическая (ГЦК) и гексагональная плотноупакованная (ГПУ) решетки. Кубическая структура BNc j) с этой точки зрения представляют две вставленные друг в друга ГЦК подрешетки со смещением на 1/4 пространственной диагонали куба, а гексагональная структура вюрцита - комбинации двух подрешеток ГПУ с относительным смещением, равным 3/8 параметра с. И в кубической решетке, и в гексагональной атомы одной подрешетки занимают половину тетраэдрических пор другой; каждая из подрешеток построена из атомов одного сорта. Тетраэдрические структуры отличаются от структур ГЦК и ГПУ весьма рыхлой упаковкой и значительно меньшим координационным числом.
Термодинамические свойства BNr исследованы в работах [15-17]. При температуре 300 К: теплоемкость СР(Т) = 19,880 Джмоль-1 К-1, энергия Гиббса GP(T) = 6,050 Джмоль"1 К"1, энтропия SP(T) = 14,932 Джмоль"1 К"1, Н(Т) - Н(0) = 2,665 кДжмоль"1. Теплоемкость BNc j) в области низких температур исследована в работах [14-20]. Термодинамические свойства поликристаллов BNC(j„ при температуре 298,15 К: СР(Т) = 16,10 Дж моль"1 К"1 , энергия Гиббса GP(T) = 1,879 Джмоль" 1 К"1, энтропия SP(T) = 6,834 Джмоль"1 К"1, Н(Т) - Н(0) = 1,477 Джмоль"1 [21].
Большинство экспериментальных работ по определению температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР) полиморфных модификаций нитрида бора выполнено с помощью прецизионного измерения параметров решетки при различных температурах методом рентгенографии. Основное преимущество данного метода заключается в возможности определения оса и осс на порошках и поликристаллах [22]. Термическое расширение решетки BNr резко анизотропно. Большинство реальных материалов из BNr по степени текстуры и анизотропии свойств занимают промежуточное положение между монокристаллами и нетекстурированными материалами. В [23] для пиролитического BNr приводятся значения (при 300 К) оса = 2 10"6К и ас = 23 10" 6К. ТКЛР ВЩ (при 300 К) а = 1,15 Ю К"1 [24].
В работе [25] на поликристаллических образцах В1чГСф получена температурная зависимость коэффициента теплопроводности в интервале температур 80 - 1000 К. Максимальное значение коэффициента теплопроводности при 300 К составляла 60 Втм"1 К"1. В этой работе было отмечено, что коэффициент теплопроводности совершенных кристаллов BNc j) должен отвечать диапазону 500 - 1000 Втм"1 К"1. Потенциально возможный коэффициент теплопроводности BNc j) согласно [26] при комнатных температурах может составить 1300 Вт.м"1 "1. Успешные попытки измерения теплопроводности монокристаллов BN6buiH предприняты в [27, 28] и определено, что коэффициент теплопроводности составляет 740 - 770 Втм"1 К"1.
Микротвердость по Виккерсу монокристаллов BNc j) составляет 44 - 57 ГПа [14], а для BNr составляет 0,1 ГПа [29]. 1.1.3 Превращение сфалеритного нитрида бора в графитоподобный
Некоторые результаты экспериментальных работ по «графитизации» BN при атмосферном давлении (в защитных средах) и в вакууме под действием высоких температур приведены в таблице 1.1. Видно, что температура начала превращения и его интенсивность существенно зависят от дисперсности кристаллических образований исследованных образцов.
Кинетика превращения ВїчГСф BNr подробно исследована в работе [33]. Изотермическому нагреву подвергали две партии образцов BN , отличающихся происхождением и, как следствие, совершенством кристаллической структуры. Образцы первой партии (BN -l), были получены в результате «каталитического синтеза». Частицы порошка BN -l представляли в основном отдельные зерна со средним размером примерно 6 мкм, а основной объем материала - значительно более крупные зерна около 20 мкм. BN -2, полученный путем прямого превращения BNB при давлении 80 кбар и температуре 2300 К, состоял из более мелких зерен (примерно 0,3 мкм) чем В]Чсф-1.
Кинетические кривые изотермического превращения сфалеритного BN в графитоподобный для образцов ВїчГСф-1 и ВТчГСф-2 приведены на рисунке 1.6. 20 40 60 SO 100 120 540г. мин
Превращение BN в графитоподобную фазу является ограниченным в широкой области температур. Это обусловлено возникновением значительных напряжений (благодаря большому объемному эффекту), препятствующих дальнейшему росту новой фазы при достижении некоторой предельной для данной температуры степени превращения.
Аналогия в закономерностях превращения сфалеритной и вюрцитной фаз в BNr проявляется и в зависимости интенсивности превращения от структурного состояния исходной фазы: степень превращения ВїчГСф-2, обладающего по сравнению с В1чГСф-1 более дисперсной и дефектной структурой, при одинаковой температуре и времени выдержки значительно больше. Обусловлено это тем, что в первую очередь превращается мелкозернистая составляющая образцов, так как превращение начинается на поверхности зерен.
Соединение SiC имеет преимущественно ковалентный тип химической связи. Такая связь отличается наибольшей прочностью и энергетической устойчивостью, что обеспечивает близость физических характеристик SiC и алмаза. В системе Si - С формируется только один стехиометрический карбид (рисунок 1.7) [34].
Карбид кремния кристаллизуется в двух основных модификациях: кубической, со структурой сфалерита (Р—SiC), и гексагональной плотноупакованной (oc-SiC). Модификация oc-SiC образует большое число гексагональных и ромбоэдрических политипов, различие в энергетических характеристиках которых невелико. Политипный состав кристаллов SiC зависит от температуры синтеза, давления и состава газовой среды, а также содержания примесей.
Известны работы по изучению системы Si—С при атмосферном давлении и давлении 101,3 Па [35]. Показано, что существует одна фаза SiC, которая перитектически разлагается при атмосферном давлении на графит и газовую фазу, обогащенную кремнием, а при высоком давлении - на графит и богатый кремнием жидкий расплав. Все фазы в рассматриваемых системах образуются по перитектическим реакциям, что обуславливает высокую упругость паров элементов, составляющих соединения, и требует проведения исследований при высоких давлениях. Это определяет сложность исследований фазовых равновесии в них. Основное отличие гексагонального карбида кремния от таких гексагональных структур как BN и A1N, это политипизм. Известно более 100 политипов гексагонального и ромбоэдрического карбида и практически число их не ограничено. Все типы SiC состоят из тетраэдров SiC4 и CSi4, построенных из идентичных слоев и отличающихся их числом и расположением в элементарной ячейке.
Определение предела прочности при изгибе
В работе [82] показано, что при увеличении температуры синтеза от 850 до 1000 С зарастание устьев пор происходит быстрее чем внутреннего объема пор. Синтезируемый вблизи поверхности пироуглерод перекрывает пору и в дальнейшем реакция протекает исключительно на внешней поверхности, покрывая ее монолитной пленкой. Проведение процесса уплотнения в течение 70 часов при 1000 С позволяет снизить газопроницаемость углеграфитового материала с 22 до 0,06 см /с, повысить плотность с 1,71 до 1,98 г/см , уменьшить пористость с 11,5 до 2,4% [83].
Характерное отличие объемного уплотнения пироуглеродом от уплотнения жидкими веществами иллюстрирует рисунок 1.12, из которого видно, что в результате пиролиза газа образуется пироуглерод, закрывающий входы в поры, а отсутствие усадки у образующихся продуктов обеспечивает наибольшее уплотнение [68, 84]. Уплотнение пироуглеродом применяется для углеграфитовых материалов, предназначенных для изготовления литейных форм, инструмента для электроэрозионной и электрохимической аппаратуры.
Применение пироуглерода в качестве покрытий обеспечивает придание получаемым материалам новых свойств. Достоинства использования пироуглерода в качестве покрытия состоит в том, что процесс формирования покрытия протекает на всей доступной для газообразного реагента поверхности и описывается строгими физико-химическими закономерностями. Это обеспечивает контролируемое нанесение регулируемых по толщине сплошных покрытий [72].
Следует отметить, что покрываемый материал должен обладать термической устойчивостью при условиях синтеза пироуглерода и, желательно, иметь небольшой ТКЛР. Последнее условие определяет сохранение сплошности покрытия на этапе охлаждения материала после синтеза пироуглерода.
Модели заполнения пор при пиролизе жидких и газообразных реагентов [68]: а - исходное состояние, б - после пропитки пеком, смолой или синтеза углерода из газообразных углеводородов, в - после термообработки 2500 С Сплошность получаемых пироуглеродных покрытий и химическая инертность пироуглерода позволяют использовать эти свойства для создания электропроводных и защитных покрытий [65, 85]. Круг такого применения пироуглерода очень разнообразен. Примером могут служить предложенные способы получения электропроводящих элементов [86].
Ранее пироуглерод как химически активный компонент при создании композиционных материалов практически не использовался. Однако его активность в ряде реакций способна обеспечить получение новых типов материалов и композитов. 1.4 Заключение по литературному обзору
Кубический нитрид бора существует в двух модификациях (кубической и гексагональной) принципиально отличающихся совокупностью их свойств. Кубический нитрид бора и композиты на его основе обладают высокими износостойкими характеристиками. Однако получение композитов на основе кубического нитрида бора связано, как правило, с применением технологии высоких давлений, позволяющей получать при высоких Р-Т - параметрах материалы ограниченных объемов и простых форм.
Материалы на основе гексагонального нитрида бора изготавливают, главным образом, методом горячего прессования или химического осаждения из газовой фазы, что ограничивает размеры и форму изготавливаемых изделий.
В тоже время в конструкционной керамике известна технология, развитая для получения плотных (малопористых) керамик на основе SiC, реализуемая без приложения давления методом реакционного спекания. Этот метод, основанный на осуществлении химических реакций в ходе термообработки керамики, позволяет изготавливать изделия больших размеров и сложных форм. Полученные карбидокремниевые керамики обладают приемлемым комплексом физико-механических свойств и все шире используются в технике.
Анализ совокупности свойств SiC-керамик и кубического BN показывает, что сочетание их в одном материале должно привести к получению композитов с повышенными параметрами твердости и износостойкости; такие композиты могут найти эффективное применение в машиностроении.
Учитывая особенности свойств гексагонального нитрида бора, композиты гексагональный BN/SiC представляют интерес как высокотемпературные антифрикционные материалы.
Цель работы - разработка и научное обоснование технологии получения композиционных материалов нитрид бора - карбид кремния - кремний при низких давлениях. Задачи исследования: - теоретическое рассмотрение возможных методов получения композиционных материалов в системе кубический нитрид бора - карбид кремния - кремний при низких давлениях; - экспериментальное опробование предложенных методов получения композиционных материалов;
Определение коэффициентов трения и интенсивности износа материалов производилось в лаборатории «Трения и износа» ИПМаш РАН под руководством Ю.А. Фадина. На испытательном стенде неподвижно закрепленный образец материала подвергался воздействию вращающегося стального контртела с регулируемой нагрузкой. Площадь контакта образца и контртела составила 12,5 мм при нагрузке 55-165 Н, что соответствовало давлению в паре трения 4,5-13 МПа и скорости 0,01-0,2 м/с. Коэффициент трения рассчитывался из момента
Исследования технологических методов получения материалов нитрида бора-карбид кремния - кремний
В ходе синтеза карбидокремниевой матрицы наблюдалось интенсивное растекание кремния по поверхности заготовки, впитывание расплава в пористую структуру заготовки и происходящий после этого разогрев заготовки, свидетельствующий о протекании экзотермической реакции взаимодействия пироуглерода с кремнием. Было отмечено, что после силицирования заготовки не изменили своего размера.
Изучение образцов после извлечения из высокотемпературной печи показало, что внутренний объем заготовки был полностью заполнен сформированной карбидокремниевой матрицей (SiC+Si). Плотность полученных материалов представлена в таблице 3.2.3; данные указывают на хорошее соответствие расчетных и экспериментально наблюдаемых величин. Таблица 3.2.3 - Плотность композитов BNK-SiC-Si, полученных по технологической схеме, основанной на синтезе пироуглерода на частицах BN
Материал дляформованиязаготовки Пористостьсформованнойзаготовки,є0, % об Плотность композита BNK-SiC-Si, г/см3 Рэксп./ Ррасчетн. Экспериментальная,Рэксп. Расчетная,Ррасч Порошки BNK Спироуглероднымпокрытием,У = 0,15 46 2,84 2,99 0,95 Таким образом, использование для приготовления заготовок частиц BN, предварительно покрытых слоем пироуглерода, обеспечивает получение композиционных материалов BN-SiC-Si. Недостатком такого метода следует считать пониженные объемные содержания BN в получаемых материалах, что было показано в разделе 3.1.
Третья технологическая схема получения композитов BN-SiC-Si основана на использовании пироуглерода, осажденного в поры заготовки, сформованной из порошков нитрида бора. В этом случае исходными веществами являлись порошки BN. С использованием временного связующего они формовались в пористые заготовки. Затем, термообработкой в среде газообразных углеводородов в порах заготовки осаждался пироуглерод. При этом осаждение осуществляли таким образом, чтобы сохранить часть пористости заготовки, необходимой на этапе силицирования. При силицировании расплав кремния проникал во внутрь заготовки по порам, причем поверхность пор была покрыта пироуглеродом, что определяло низкие углы смачивания, следовательно, и глубину пропитки. Пироуглерод, выстилающий поверхность пор, вступил в реакцию с кремнием, с образованием карбида кремния.
При проведении экспериментов по формованию порошки кубического BN с размерами частиц 14/10 мкм, 20/14 мкм, 28/20 мкм смешивали со связующим (25 % спиртовой раствор фенолформальдегидной смолы в количестве 2 % масс, сухой смолы на 1 г BN). Шихту гомогенизировали протиранием через металлическое сито размером ячейки 0,4 мм. Формование осуществляли в металлической пресс-форме при давлении 120 МПа. Сформованные заготовки термообрабатывали при температуре 70 С в течение 2 часов и 150 С в течение 2 часов для отверждения смолы. Такие режимы формования обеспечивали получение бездефектных заготовок с пористостью 46-49%.
В отличие от порошков кубического нитрида бора, порошки гексагонального BN достаточно хорошо формуются даже без связующего. Поэтому формование заготовок из гексагонального нитрида бора осуществляли без связующего. В процессе формования заготовок, было установлено, что пористость заготовок из гексагонального нитрида бора чувствительна к давлению формования. В связи с этим были выполнены эксперименты по изучению влияния давления формования на пористость полученных заготовок. Результаты представлены на рисунке 3.9. 40 о 30 а. 100 200 300
Синтез пироуглерода в порах сформованных заготовок осуществляли из природного газа в установке изотермического синтеза пироуглерода при температуре 850 С и расходе газа 20 л/мин до достижения у = 0,08-0,26. При этом для заготовок из кубического нитрида бора наблюдалась кинетика процесса, отраженная на рисунке 3.10.
Как видно из графика, зависимость между временем процесса и содержанием пироуглерода линейная. Линейная зависимость у от времени процесса указывает на равномерность процесса синтеза пироуглерода, который послойно покрывает стенки пор заготовки. Вероятность образования закрытых пор в таких случаях мала. Из рисунка также видно, что на образцах с меньшими по размеру зернами кубического нитрида бора процесс синтеза пироуглерода идет интенсивнее. Скорость синтеза пироуглерода на образце из кубического BN с размером частиц 14/10 мкм составляет 0,014 г/(гчас), а на образце с размером 20/10 мкм - 0,012 г/ (гчас). Это объясняется тем, что порошки с более высокой дисперсностью обладают более высокой удельной поверхностью, а скорость осаждения пироуглерода на единицу поверхности является постоянной. Известно, что отношение удельных поверхностей обратно пропорционально отношению диаметров частиц порошков. Если принять за диаметр частиц среднее значение диапазона классификации, то есть 15 мкм для класса 20/10 и 12 мкм для 14/10, то соотношение их удельных поверхностей составляет 1,25. В эксперименте наблюдается отношение скоростей синтеза 1,16, Эти величины находятся в хорошем соответствии.
После стадии введения пироуглерода у полученных образцов определялась плотность и пористость. Результаты были сведены в таблицу 3.2.4. Расчетные значения пористости заготовок вычисляли по уравнению:
Из таблицы 3.2.4 видно, что экспериментально определенная пористость образцов уменьшается с увеличением количества введенного пироуглерода. Уменьшение пористости связано с заполнением части пор пироуглеродом, как это показано на рисунке 3.1.В. При этом расчетные значения пористости хорошо совпадают с экспериментально определенными значениями. Важно, что заготовки BN+C сохраняют высокую пористость, необходимую для осуществления стадии силицирования.
Синтез пироуглерода в пористых заготовках из гексагонального нитрида бора осуществляли аналогично рассмотренному выше. Пористости заготовок составляли от 45 до 68 %. Кинетика синтеза пироуглерода, в зависимости от пористости начальной заготовки, представлена на рисунке 3.11.
Изучение свойств композиционных материалов BN-SiC-Si
На рисунке 4.12 представлено изображение поверхности образца композита BNreKc-SiC-Si в отраженных электронах. На этом микроснимке светлые области соответствуют веществу с наибольшим атомным номером - кремнию. Черные участки - зернам BN. Области серого цвета соответствуют SiC.
Таким образом, микроструктура материала BNreKc-SiC-Si представлена зернами BN, достаточно равномерно расположенными по объему образца. Самые крупные из них достигают размера примерно 20 мкм. Зерна нитрида бора связаны карбидокремниевой матрицей. 4.2 Изучение свойств композиционных материалов BN-SiC-Si
Видно, что композиционные материалы кубический BN-SiC-Si обладают прочностью 220-280 МПа [89, 92] и модулем упругости 270-290 ГПа [92]. При этом наблюдается слабая зависимость (в пределах статистического разброса результатов) механических свойств композитов от содержания в них карбида кремния и кремния. Одним из возможных объяснений может быть формирование относительно слабых в механическом отношении границ раздела между частицами нитрида бора и матрицей (SiC+Si), связанной с существенной физико-химической разнородностью, проявляющуюся, например, в абсолютном несмачивании кремнием поверхности BN. Тем самым поверхность раздела частиц нитрида бора и матрицы определяет механические свойства композитов, которые оказываются слабо зависимыми от содержания фаз в матрице SiC+Si композита.
Композиты гексагональный BN-SiC-Si обладают более низкой (в 2-3 раза) [90] прочностью по сравнению с материалами кубический BN-SiC-Si, что можно связать с низкой прочностью частиц нитрида бора. При увеличении содержания карбида кремния в матрице композита наблюдается тенденция снижения прочности композита.
Полученные результаты можно сопоставить с литературными данными по нитридным и карбидным керамикам, взятыми нами из [93] (таблица 4.2.3).
Таким образом, полученные нами материалы не уступают по своим механическим свойствам целому ряду керамических тугоплавких материалов. 4.2.2 Твердость и трещиностойкость композиционного материала BNKy6-SiC-Si
Структура материала BNKy6-SiC-Si сформирована тремя фазами, одна из которых относится к сверхтвердым материалам (BNKy6), поэтому можно ожидать высокую твердость у полученного в работе композита.
В работе определялась микротвердость композита на образцах двух типов с разными размерами частиц BNKy6. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-5 и Durascan при нагрузке 200 г. Размеры отпечатков составляли (диагональ) около 10 мкм. Результаты представлены в таблице 4.2.4.
Как видно из таблицы, синтезированные композиты BNKy6-SiC-Si имеют высокую твердость. Это относится и к частицам BNKy6 и к матрице SiC-Si. Измерение твердости на образце композита с размером частиц 14/10 мкм на автоматическом твердомере Durascan не позволило определить твердость отдельных фаз, так как размер отпечатка от индентера практически равен размеру фаз в композите. Поэтому полученные значения (35±4 ГПа) можно рассматривать как среднее значение твердости композита. Это значение хорошо соответствует величине твердости, определенной на микротвердомере МНТ-240 LECO в Институте физики твердого тела и полупроводников НАН Белоруссии, представленной в таблице 4.2.5.
Из таблицы видно, что композиты BNKy6-SiC-Si с меньшим размером зерен BN (14/10 мкм) имеют более высокую трещиностойкость, чем композиты с большим размером зерен BN (28/20 мкм). Уровень трещиностойкости сопоставим с карбидокремниевыми керамиками. 4.2.3 Стойкость композиционного материала BNKy6-SiC-Si к эрозионному изнашиванию
Задачей экспериментов было определение стойкости к эрозионному износу композиционного материала BNKy6-SiC-Si и сравнение ее с другими износостойкими материалами.
Для определения эрозии использовался поток воздуха давлением 6 атм., который ускорял поток абразивных частиц через сопло диаметром 7,6 мм и длиной 80 мм по направлению к испытываемым образцам. Образец помещался на дистанцию 40 мм под прямым углом по отношению к соплу. В качестве эрозионного агента использовался корунд с размером частиц 250-500 мкм. Для испытаний использовали образцы композита в форме дисков диаметром 20 мм, которые были помещены в поток абразивных частиц таким образом, что одна из поверхностей была полностью покрыта потоком. Испытания проводили в течение фиксированного времени - 60 с. Износ определялся гравиметрическими измерениями, после чего была рассчитана глубина и скорость эрозии.
Видно, что материалы BNKy6-SiC-Si более устойчивы в эрозионном потоке по сравнению с реакционно-связанными карбидокремниевыми керамиками. Это, вероятно, связано с большей твердостью материалов BNKy6-SiC-Si, которая выше чем твердость SiC. Из таблицы 4.2.7 следует, что увеличение содержания SiC существенно повышает эрозионную стойкость материалов BNKy6-SiC-Si.
Измерения проводились лазерным флэш-методом, основанным на регистрации временного хода температуры T(t) на одной стороне пластины при нагреве противоположной стороны коротким («мгновенным») лазерным импульсом [99] и регистрации динамики изменения температуры противоположной стороны пластины. Измерения выполнены в Институте общей физики РАН. Результаты приведены в таблице 4.2.8.
Из таблицы видно, что коэффициент теплопроводности материалов BN-SiC-Si находится в диапазоне 40-75 Вт/мК, что позволяет их отнести к материалам со средним уровнем теплопроводности. Из таблицы следует, что зависимость коэффициента теплопроводности материалов от содержания в них карбида кремния носит нелинейный характер. Существуют соотношения карбида кремния и кремния, образующие совместно матрицу композиционного материала, в которой наблюдается максимальная теплопроводность. В случае материалов на основе кубического и гексагонального нитрида бора это соответствует содержанию кремния 13-16 % об.