employee from 01.01.1990 until now
g. Sankt-Peterburg, St. Petersburg, Russian Federation
, Russian Federation
Belgorod, Russian Federation
employee
, Russian Federation
UDK 66 Химическая технология. Химическая промышленность. Родственные отрасли
GRNTI 61.35 Технология производства силикатных и тугоплавких неметаллических материалов
OKSO 22.06.01 Технологии материалов
BBK 35 Химическая технология. Химические производства
TBK 50 Технические науки в целом
TBK 5017 Материаловедение
TBK 554 Химическая промышленность
BISAC TEC000000 General
The effect of temperature and duration of heat treatment of samples based on a highly concentrated ceramic binder suspension (HCBS) of a composite composition (bauxite + 11% VDKS), as well as with an additional content of 15% silicon carbide on their phase composition, structure, and some properties is studied. Long-term heat treatment (60 and 120 hours) in the temperature range 1300 - 1400 ° C is carried out in a tunnel kiln for firing dinas. In the process of heat treatment, the process of formation of secondary mullite, the oxidation of SiC followed by mullite formation, proceeds. The influence of the heat treatment duration on the phase composition, as well as the strength, apparent density, growth, SIC oxidation state, and bending strength of samples containing 15% SiC are characterized. It is found that the minimum porosity value (2.7 %) is observed when the heat treatment duration is 8 hours. This drop in porosity and a slight decrease in density is due to a certain degree of mullitization or SiC oxidation, but also to the formation of a significant volume of closed porosity. With increasing the duration of the firing process to 60 and 120 hours, the porosity indicators increase significantly, and the density decreases sharply.
Chinese bauxite, SiC, quartz glass, mullite, cristobalite corundum, thialite, mullitization, phase composition, HCBS, VDKS (highly dispersed quartz glass)
Введение. Актуальность исследований в области создания и применения высокоглиноземистых огнеупоров на основе бокситового шамота обусловлена их широким применением в черной металлургии, цементной промышленности [1–7]. С целью повышения термомеханических свойств, коррозионной стойкости в состав данных огнеупоров вводится карборунд - SiC [1, 5–10]. Особенностью огнеупорных материалов, содержащих SiC, является его окисление с переходом в SiO2, что как правило приводит к снижению эксплуатационных свойств. В связи с этим значительное количество научных исследований посвящено изучению процессов окисления SiC в материале, влияния SiC на физико-механические свойства, структурные и фазовые изменения огнеупоров карборундового и высокоглиноземистого составов [1, 5–22].
Целью настоящих исследований является изучение фазового состава, структуры и некоторых свойств образцов в системах Al2O3–SiO2 и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %) на основе ВКВС композиционного состава как матричной системы керамобетонов после их термообработки в интервале температур (1000 – 1400 °С и в туннельной печи).
Материалы и методы. Основные исследования были проведены на образцах, полученных на основе ВКВС бокситового шамота марки Rota-HD с содержанием 11 % высокодисперсного кварцевого стекла (ВДКС) (состав 1) и с дополнительным содержанием 15 % полидисперсного SiC с dm = 27,4 мкм (состав 2) [18–20]. ВКВС сложного состава были получены посредством введения предварительно суспендированного порошка карбида кремния в базовую ВКВС боксита. Методом шликерного литья получены отливки – образцы размером 10×10×80 мм с исходной пористостью 16–18 %. Материал исходных образцов характеризовался следующим химическим составом, %: Al2O3 – 80,82; SiO2 – 13.58; TiO2 – 2,9; Fe2O3 – 1,04; MgO – 0,79; CaO – 0,24; Na2O + K2O – 0,2; ППП – 0,43. Для состава, содержащего 15 % SiC, вышеприведенные данные по содержанию оксидов пропорционально уменьшаются. Фазовый состав исходного образца, %: корунд –72; муллит – 8; стеклофаза – 15; тиалит– 2; рутил – 1; кристобалит – 1; соединения на основе железа – 1, состав с 15 % SiC, %: корунд – 58; муллит – 8; SiC – 15; соединения на основе титана (Al2TiO5, TiO2) – 3,5;
кристобалит – 1; стеклофа – 13; соединения на основе Fe (магнетит Fe2O4, гематит Fe2O3) – 1,5.
Образцы подвергались обжигу в лабораторной печи в интервале температур 1000–1400 °С с итоговой выдержкой – 5 часов и в промышленной туннельной печи в ОАО “Динур” по режиму обжига динасовых изделий. Как это следует из рис. 1, в соответствии с этим режимом продолжительность пребывания образцов в области температур интенсивного окисления карбида кремния (1300–1400 °С) составляла 60 часов, часть образцов подвергали повторному обжигу, при этом общее время в области 1300 – 1400 °С – 120 часов [21].
Рис. 1. Режим обжига образцов в туннельной печи:
1 – интервал температур 1300 – 1400 °С – 60 часов; 2 – интервал температур 1100 – 1400 °С – 80 часов
Рентгенодифракционный анализ проведен на дифрактометре «Дифрей-401». Исследования структуры образцов, обожженных при различных температурах, проведены в центре высоких технологий БГТУ им В.Г. Шухова при помощи сканирующего электронного микроскопа высокого разрешения “Tescan Mira 3” (Чехия). С помощью указанного микроскопа изучались сколы образцов, обожженных при температуре 1150 °С и туннельной печи, после их испытания на прочность при изгибе [24].
Рис. 2. Влияние температуры обжига в области 1000 – 1400 оС и длительной выдержки в туннельной печи
(60 часов при 1300 – 1400 оС) на динамику фазовых превращений образцов на основе ВКВС композиционного состава в системе Al2O3–SiO2 (а), обозначения: 1 – корунд, 2 – муллит, 3 – стеклофаза и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %)
(б, в), обозначения: 1 – корунд; 2- муллит; 3 – SiC; 4 – стекло (аморфная фаза); 5 - кристобалит; 6 – соединения на основе титана (Al2TiO 5, TiO2)
Фазовый состав и структура материалов. На рис. 2 представлено влияние температуры обжига в области 1000–1400 °С и длительной выдержки в туннельной печи (60 часов при 1300–1400 °С) на динамику фазовых превращений образцов на основе ВКВС композиционного состава в системе Al2O3–SiO2. (рис 2, а) и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %) (рис 2, б, в) [20, 21].
На основе анализа данных, представленных на рис 2 (а, б, в) по влиянию температуры обжига на фазовые превращения в исследуемых образцах, установлена следующая зависимость: содержание корунда с повышением Тобж понижается (кривая 1) в 1,3 раза с 72 при 1000 °С до 55 % после Тобж в туннельной печи для исходного состава и в 4,1 раза – с 58 при 1000 °С до 14 % после Тобж в туннельной печи для состава с 15 % SiC. При этом количество муллита (кривая 2) при тех же условиях значительно возрастает более чем в 4 раза (до 33 %) для исходного состава и в 8 раз (до 64 %) для состава с 15 % SiC. Данный факт позволяет сделать вывод о том, что главным и определяющим процессом в изменении минерального состава материала является синтез вторичного муллита [21, 24, 26–28]. Необходимо отметить, что повышение Тобж (область 1000 – 1180 °С) сопровождается спеканием материала, что подтверждается усадкой на дилатометрической кривой, понижением открытой пористости и повышением прочности [20, 24]. Значительное влияние на спекание и микроструктуру материала оказывают содержащиеся в боксите соединения титана в виде тиалита Al2TiO5, рутила TiO2 и гематита Fe2O3 (в боксите). В образцах уже после Тобж = 1000 и 1150 °С отмечаются процессы окисления низших оксидов титана, образующиеся оксиды находятся в активной форме (эффект Хедвала) и в значительной степени входят в состав жидкой фазы, интенсифицирующей спекание и формирование структуры материала [24, 25, 28]. Наличие в составе ВДКС и свободного SiO2 в составе боксита предопределяет его кристаллизацию с переходом в кристобалит (> 1100 °С, рис 2 в, кривая 5) и далее его дальнейшее взаимодействие с высокодисперсными частицами Al2O3 с образованием вторичного муллита [24, 26–28]. Необходимо отметить, что количество кристобалита после обжига в туннельной печи для исходного образца и с 15 % SiC составляет - 4 % (рис 2 в, кривая 5).
Количество стеклофазы для исходных образцов с повышением Тобж понижается до 4 % (рис. 2 а, кривая 3), большая ее часть переходит в кристобалит [24]. В образцах с 15 % SiC в связи с активным окислением SiC после обжига в туннельной печи количество стеклофазы увеличивается до 14 % (рис 2 в, кривая 4). Из данных, представленных на рис 2 (кривая 6) по изменению титансодержащих соединений установлено понижение их значений с 3,5 % после обжига при
1000 °С до 2,5% при Тобж – 1200, 1400 °С и туннельной печи. Этот факт объясняется тем, что при высоких температурах в связи с окислением Ti3+ —> Ti4+твердый раствор (Al,Ti)2O3 распадается на Al2O3 и TiO2 [24, 25, 28]. Содержание оксидов железа в виде магнетита – Fe2O4 и гематита Fe2O3 в материале образцов при всех температурах обжига находятся в пределах – 1–1,5 %. Из выше изложенного следует, что исходный состав после обжига в туннельной печи в сопоставлении с Тобж 1000 °С остается корундомуллитовым, состав с 15 % SiC из корундомуллитового при тех же условиях перерождается в преимущественно муллитовый (муллит – 64, корунд – 10 %).
Рис 3 Рентгенограммы образцов на основе ВКВС композиционного состава в системе Al2O3–SiO2,
(а, исходный состав) и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %) (б) после обжига при 1150 оС и туннельной печи (ТП),
обозначения: к - корунд (Al2O3); м – муллит (3Al2O3·2SiO2); т – тиаллит (Al2TiO5); кр – кристобалит (SiO2);
ст – стекло (Исследования проведены совместно с к. г-м. н. Л.А. Пьянковой)
На рис. 3 приведены рентгенограммы* образцов на основе ВКВС композиционного состава в системе Al2O3–SiO2, (рис. 3, а) и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %) (рис. 3, б) после обжига при
1150 °С и туннельной печи (ТП). Из рис. 3 следует, что фазовый образцов на основе ВКВС композиционного состава в системе Al2O3–SiO2, (а) и Al2O3–SiO2 –SiC (15 %) (б) представлен в основном корундом и муллитом, SiC., при этом определяется также тиалит и аморфная фаза. Сопоставление рентгенограмм исходного образца после сушки при 120 °С и обжига при температуре 1150 °С (а) показало, что находящееся в составе образца высокодисперсное кварцевое стекло (ВДКС) и свободный кремнезем частично претерпевают преобразование с переходом в кристобалит, часть SiO2 взаимодействует с Al2O2 с образованием вторичного муллита [24, 26–28]. Обжиг в туннельной печи приводит к кардинальному изменению соотношения компонентов фаз – содержание муллита значительно увеличивается, при этом количество корунда уменьшается [24, 26, 27], количество SiC в следствие его окисления значительно уменьшается (рис. 3 б) [5, 20, 21, 25].
При помощи сканирующего электронного микроскопа высокого разрешения “Tescan Mira 3” (Чехия), оснащенного энергодисперсионным спектрометром "Oxford Instruments X-Max 50" (Англия), изучались сколы образцов, обожженных при температуре 1150 оС и в туннельной печи исходного состава и с добавкой 15 % SiC после их испытания на прочность при изгибе. На рис. 4 -7 приведены электронные фотографии структуры образцов с наложением карт распределения элементного состава и спектры ЭДС всей видимой области [20, 24]. На образцы нанесён токопроводящий слой (хром толщиной 5 нм).
Рис. 4. Электронные снимки структуры образцов исходный состав (Al2O3–SiO2) после обжига при 1150 оС: корунд (участок № 1, 3); соединения на основе титана (участок № 2, 7, 9, 13, 14); стекло (участок № 4, 5, 11, 15), кристобалит (участок № 16); муллит (участок № 3, 10); магнетит (участок № 8, 17)
Анализ минерального состава, представленного на электронных снимках (рис. 4–7) показал, что преимущественными фазами являются корунд и муллит. Стеклофаза распределена равномерно во всем объеме образцов (рис. 4, 5). В отдельных участках определются: SiC, кристобалит, соединения на основе титана и железа. После обжига при
1150 °С (рис. 4, 6) фиксируются тонкопленочные агрегатные сростки вторичного муллита с зернами корунда, что сопровождается образованием пористо – ячеистой микроструктуры (на снимках темное - поры, светлое – минералы) [24]. На (рис. 6) определяется SiC (участок 1), с повышением Тобж SiC окисляется до SiO2 с образованием кристобалита (рис. 7, участок 3). Необходимо отметить, что при Тобж (1300–1400 °С) характерен интенсивный синтез муллита и его срастание с зернами корунда в единый кристаллический сросток (рис. 5, 7). За процессом активного образования вторичного муллита, приводящего к образованию “замуллитизированной” матрицы, следует стадия спекания замуллитизированного материала, что подтверждается дилатометрическими исследованиями [24]. Длительная выдержка (при температуре 1300–1400 °С 60 часов) приводит к рекресталлизации муллита, размер кристаллов увеличивается, примерно в 10 раз – с 0,5 мкм до 6 мкм (по длине призматической формы, рис. 5, 7) [24, 28]. При определении минерально-химической природы состава образцов применяли элементный спектральный анализ, который также приведен на рис. 4–7.
Рис. 5. Электронные снимки структуры образцов исходный состав (Al2O3–SiO2) после обжига в
туннельной печи: корунд (участок № 1, 12); соединения на основе титана (участок № 4, 8, 11); стекло (участок № 2, 6, 7, 10, 14); муллит (участок № 3, 9, 13); гематит (участок № 5)
Рис. 6. Электронные снимки структуры образцов в системе Al2O3–SiO2 –SiC после обжига при 1150 °С:
SiC (участок № 1); корунд (участок № 4, 16); муллит (участок № 3, 5, 15, 18); кристобалит (участок № 14); соединения на основе титана (участок № 8, 10, 11, 13); стекло (участок № 2, 6, 7, 12, 17); гематит (участок № 9)
Рис. 7. Электронные снимки структуры образцов в системе Al2O3–SiO2 –SiC после обжига в туннельной печи: корунд (участок № 1); муллит (участок № 2, 9, 8, 11); соединения на основе титана (участок № 7);
кристобалит (участок № 3, 4); стекло (участок № 5, 10); гематит (участок № 6)
Влияние продолжительности высокотемпературной термообработки образцов на их основные характеристики. Обобщающие данные по влиянию продолжительности термообработки в интервале 1300–1400 °С на основные характеристики образцов материала с содержанием 15 % SiC приведены на рис. 8. Выбор именно этого интервала температур, характеризуемого максимальной скоростью как муллитизации, так и окисления SiC, сделан исходя из данных предшествующих исследований [19–21]. На рис. 8 приведены гистограммы, характеризующие изменения открытой пористости (Потк), кажущейся плотности (рк), роста размеров (Рост) и увеличения масс (mпр) образцов вследствие окисления, а также окисления SiC (Кок) и предела прочности на изгиб (бизг) при изменении продолжительности времени (τ) пребывания образцов в отмеченном интервале температур от 1,0 до 120 часов. При этом данные по росту, mпр и Кок при минимальном значении τ (1 час) получены на образце после его повторного нагрева в дилатометре в интервале 1300–1400 °С (скорость нагрева 300 °С в час) и охлаждения. Как было показано в работе [21] в режиме обжига печи для обжига динаса продолжительность пребывания образцов в интервале 1300–1400 °С составляет около 60 часов и 120 часов в случае двукратного обжига. При обжиге в лабораторной печи с продолжительностью изотермической выдержки 5 часов при
1400 °С общая продолжительность τ в области 1300–1400 °С составила 8 часов.
Из рис. 8, а, б следует, что исходные образцы (после сушки) характеризовались пористостью Потк = 17 % и кажущейся плотностью рк=2,85 г/см3. Минимальное значение Потк (2,7 %) отмечается при значении τ термообработки 8 часов. Несмотря на резкое падение пористости показатель рк понизился до 2,81 г/см3, что обусловлено не только определенной степенью муллитизации или окисления SiC, но и образованием значительного объема закрытой пористости [20]. С увеличением продолжительности процесса τ до 60 и 120 часов показатели Потк существенно увеличиваются, а рк – резко падают. При этом резкое изменение этих показателей отмечается при увеличении τ от 8 до 60 часов (рис. 8, а, б). При увеличении времени τ пребывания образцов в температурном интервале 1300 – 1400 oC с 60 до 120 часов изменение этих параметров относительно незначительны.
Между рассмотренными показателями Потк и рк и аналогичными значениями роста образцов (в) и увеличения их массы (г) отмечается закономерная взаимосвязь. Так, при увеличении τ с 8 до 60 часов показатели Потк и роста (позиции 2 и 3) увеличиваются в 8,6 и 8,1 раза. Показатели же относительного изменения Потк и роста при увеличении τ с 60 до 120 часов многократно меньшие в 1,2 и 1,1 раза. Отмеченная особенность изменения рассмотренных показателей по мере увеличения τ преимущественно обусловлена кинетикой окисления SiC. Как следует из данных рис. 8, д на стадии увеличения τ от 1 до 8 часов показатель Кок существенно возрастает, достигая 40 %. При увеличении τ от 8 до 60 часов Кок увеличивается более чем в 2 раза и достигает 90 %. Последующий же рост τ до 120 часов сопровождается увеличением Кок до 97 %. Значения предела прочности образцов материала (рис. 8, е) определяются преимущественно показателями Потк и рк. Резкое падение бизг (с 120 до 80 МПа) отмечается при увеличении времени τ с 8 до 60–120 часов. Минимальным значениям бизг соответствуют максимальные значения Потк и минимальные показатели рк.
|
а |
|
в |
|
б |
Рис 8. Гистограммы Потк (а); рк (б); роста (в); mпр (г); Кок SiС (д) и бизг (е) образцов с 15 % SiC после их
термообработки в интервале температур 1300 – 1400 оС с разным τ (час): 1; 8; 60 и 120
Выводы. Изучено влияние длительной термообработки на свойства образцов, полученных на основе ВКВС в системе Al2O3 – SiO2 – SiC, исследованы их показатели. Образцы, содержащие 15 % SiC после длительной термообработки (120 часов в интервале температур 1300–1400 °С) характеризуются существенным ростом (до 9 %), увеличением пористости и уменьшением прочности по сравнению с исходными образцами (без SiC). Значительный рост объема образцов обусловлен не только за счет окисления SiC, но и дополнительным муллитообразованием. Предполагается, что последовательно за процессом окисления SiC на определенном этапе термообработки протекает процесс муллитизации за счет взаимодействия новообразованного SiO2 в форме кристобалита с Al2O3 боксита. С применением комплекса методов исследований (РФА, электронной микроскопии) охарактеризованы фазовый состав и структура материалов после обжига в окислительной среде в интервале температур 1000–1400 °С и туннельной печи. Установлено, что основным процессом фазовых превращений является образование вторичного муллита. После обжига в туннельной печи в окислительной среде при нахождении в области температур
1300–1400 °C в течение 60 часов исходные образцы на основе ВКВС боксита Rota – HD c 11 % кварцевого стекла характеризуются следующим фазовым составом, %: корунд – 55; муллит – 33; кристобалит-5; стекло – 4; соединения на основе титана и железа остальное, образцы
с 15 % SiC, %: муллит – 64; корунд – 14; SiC – 4;
стеклофаза – 14; соединений на основе титана и железа остальное.
1. Pivinskii Yu.E. Ceramic and Refractory Materials. Selected Works 2. [Keramicheskie i ogneuporniy materialy. Izbrannye Trudy] iSt. Petersburg: Publishing House of the «Building publisher». 2003, 668 p. (rus)
2. Gavshina O.V., Doroganov V.A., Onishchuk V.I., Trepalina Yu.N. High-Alumina Mixes Based on Molded Bauxite Suspensions. Refractories and Industrial Ceramics. 2019. Vol. 60. No. 4. Pp. 350–354.
3. Sakulin A.V., Skurikhin V.V., Belova I.G. and others. Guyana bauxite - raw materials for the production of high-alumina refractories [Gaynskii boksit – syrie dly proizvodstva vysokoglinozemistyh ogneuporov]. Refractories and Industrial Ceramics. 2015. No. 11–12. Pp. 38–43. (rus)
4. Göğtaş C., Ünlü N., Odabaşı A., Sezer L., Güner Ş., Göller G., Eruslu M.N. Effects of firing temperature on the physical properties of a bauxite-based refractory castable. Refractories and Industrial Ceramics. 2012. Volume 53. Issue 1. Pp. 19–25.
5. Pivinskii Yu. E., Dyakin P. V., Grishpun E.M., Grohovskii A.M. Cementless refractory concrete. Part 2. High alumina and corundum ceramics. Refractories and Industrial Ceramics. [Bestsementnyye ogneupornyye betony. Chast' 2. Vysokoglinozemistyye i korundovyye keramobetony]. New Refractories. 2019. No. 11. Pp. 39–48. (rus).
6. Pivinskii Yu.E., Dyakin P.V., Ostryakov L.V. Research in the Field of Preparing Molded and Unmolded Refractories Based on High-Alumina HCBS. Part 14. Composition and Some Properties of Composite Composition Ceramic Concretes in the System Al2O3–SiO2–SiC–C. Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Vol. 59. Issue 1. Pp. 63–70.
7. Xu P.K. Technical properties of bauxite – SiC and application in cement rotary kiln. Cem. Guede New Epoch . 2010. No. 6. Pp. 51–55.
8. Xu P.K. The study of bauxite–SiC refractories. Refract. Lime. 2013. V 38. No. 17. Pp. 10–14.
9. Bo. Ren., Shaobai S., Yawei Li. Effects of oxidation of SiC aggregates on the microstructure and properties of bauxite – SiC composite refractories. Ceramics International. 2015. Vol. 41. Pp. 2892–2899.
10. Wei Z., Wenyong D., Chiyoda N. Research on thermal shock resistance of mullite-bauxite-silicon carbide castable refractory. Chin. J. Geochem. 2012. No. 31. Pp. 204–208.
11. Yay B., Karakus C., Akinci E. Investigation of the effect of silicon carbide additive on mechanical and thermal properties of alumina silicate refractories. 19 th International Metallurgy Materials Congress., Stambul, Turkey. 2018. Pp. 386–389.
12. Doroganov V.A., Trepalina Yu. N. Highly concentrated ceramic binder suspensions based on silicon carbide. Refractories and Industrial Ceramics. 2010. Vol. 51. Pp. 302–304.
13. Doroganov V.A., Peretokina N.A., Doroganov E.A., Bedina V.I., Danilova O.Yu., Gogolevskay O.V. Refractory materials based on artificial ceramic cementitious suspensions of silicon carbide composition [Ogneupornye materialy na osnove iskusstvinnyh keramicheskih vygushih suspinzii karbidkremnievogo sostava]. Bulletin of BSTU named after V.G. Shukhov. 2013. No. 4. Pp. 156–160. (rus)
14. Doroganov V.A., Evtushenko E.I., Peretokina N.A., Doroganov E.A., Danilova O. Yu. Study of Nano-Differentiated Silicon Carbide Binders and Composites Based on Them. Refractories and Industrial Ceramics. 2015. Vol/ 55. Issue 5. Pp. 465–468.
15. Zaitsev S. V., Doroganov V.A., Doroganov E. A., Evtushenko E. I. Study of Artificial Ceramic Binder Properties in the System Al2O3–SiO2–SiC. Refractories and Industrial Ceramics. 2017. Vol. 57. No. 5. Pp. 526–530.
16. Zaitsev S. V., Doroganov V.A., Doroganov E. A., Evtushenko E. I. Study of artificial ceramic binders of mullite-silicon carbide composition and composites based on them. Refractories and Industrial Ceramics. 2017. Vol. 58. No. 1. Pp.109–112.
17. Zaitsev S.V., Doroganov V.A., Doroganov E. A., Evtushenko E. I., Sysa O.K. Artificial ceramic binders based on silicon and silicon carbide for silicon carbide refractories based on nitride bonding [Iskusstvennye kermicheskie vygushie na osnove kremniy I karbida kremniy dly karbidkremnievyh ogneuporov na nitridnoi svyzke]. New refractories. 2019. No. 9. Pp. 25–30. (rus)
18. Pivinskii Yu. E., Dyakin P. V. Research in the Field of Composite Materials Based on HCBS and Refractory Materials Based on the System Al2O3–SiO2–SiC. Part 1. Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Vol. 59. Issue. 2. Pp. 124–133.
19. Pivinskii Yu. E., Dyakin P. V. Research in the Field of Composite Materials Based on HCBS and Refractory Materials Based on the System Al2O3–SiO2–SiC. Part 2. Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Vol. 59. Issue. 3. Pp. 247–251.
20. Dyakin P. V., Pivinskii Yu. E. Research in the Field of Composite Materials Based on HCBS and Refractory Materials Based on the System Al2O3–SiO2–SiC. Part 3. Refractories and Industrial Ceramics. 2019. Vol. 59. Issue. 5. Pp. 445–453.
21. Dyakin P. V., Pivinskii Yu. E. Research in the Field of Composite Materials Based on HCBS and Refractory Materials Based on the System Al2O3–SiO2–SiC. Part 4. Refractories and Industrial Ceramics. 2019. Vol. 60. Issue. 2. Pp. 142–148.
22. Pivinskii Yu.E., Grishpun E.M., Grohovskii A.M. Engineering, Manufacturing, and Servicing of Shaped and Unshaped Refractories Based on Highly Concentrated Ceramic Binding Suspensions. Refractories and Industrial Ceramics. 2015. Vol. 56. Issue. 3. Pp. 245–253.
23. Pivinskii Yu. E., Dyakin P. V., Ostryakov L. V. Research in the Field of Preparing Molded and Unmolded Refractories Based on High-Alumina HCBS. Part 12. Composite Composition HCBS (Bauxite Electrocorundum, Quartz Glass) and some Properties of Materials Based Upon Them. Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Vol. 58. Issue. 5. Pp. 514–520.
24. Pivinskii Yu.E., Perepelitsyn V.A., Dyakin P.V., Kolobov A.Yu., Prokhorenkov D.S. Research in the Field of Preparing Molded and Unmolded Refractories Based on High-Alumina HCBS. Part 13. Effect of Firing Temperature on Phase Composition, Structure, and Some Properties of Materials Based on Composite Composition HCBS (Bauxite, Electrocorundum, Quartz Glass). Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Volume 58. Issue. 6. P. 652-659.
25. Perepelitsyn V.A., Ostryakov L.V., Dunaeva M.N., Kolobov A.Yu. Phase Transformations of Concrete of the Al2O3–SiC–C System During Slag Resistance Testing. Refractories and Industrial Ceramics. 2018. Vol. 59. Issue. 4. Pp. 350–358.
26. Pivinskii Yu. E., Dyakin P. V., Kolobov A.Yu. Research in the Field of Preparing Molded and Unmolded Refractories Based on High-Alumina HCBS. Part 6. Mullitization and Thermal Expansion of Materials Based on Compound Composition HCBS. Refractories and Industrial Ceramics. 2016. Vol. 57. Issue. 3. Pp. 297–303.
27. Dyakin P.V., Pivinskii Yu.E. Research in the Field of Preparing Molded and Unmolded Refractories Based on High-Alumina HCBS. Part 7. Sintering and Secondary Mullite Formation of Materials Based on Composite Composition HCBS During Nonisothermal Heating and Isothermal Firing. Refractories and Industrial Ceramics. 2017. Vol. 57. Issue 5. Pp. 536–544.
28. Andrianov N.T., Balakevich V.L., Belykov A.V. and others. Chemical technology of ceramics. Edited by I.Y. Guzman [Khimicheskaya tekhnologiya keramiki]. M.: “Building materials”, 2012. 496 p. (rus)
