сотрудник с 01.01.1990 по настоящее время
г. Санкт-Петербург, г. Санкт-Петербург и Ленинградская область, Россия
, Россия
Белгородская область, Россия
сотрудник
, Россия
УДК 66 Химическая технология. Химическая промышленность. Родственные отрасли
ГРНТИ 61.35 Технология производства силикатных и тугоплавких неметаллических материалов
ОКСО 22.06.01 Технологии материалов
ББК 35 Химическая технология. Химические производства
ТБК 50 Технические науки в целом
ТБК 5017 Материаловедение
ТБК 554 Химическая промышленность
BISAC TEC000000 General
Изучено влияние температуры и продолжительности термообработки образцов на основе высококонцентрированной керамической вяжущей суспензии (ВКВС) композиционного состава (боксит + 11 % ВДКС), а также с дополнительным содержанием 15 % карбида кремния на их фазовый состав, структуру и некоторые свойства. Длительная термообработка (60 и 120 часов) в интервале температур 1300 - 1400 оС осуществлялась в туннельной печи для обжига динаса. В процессе термообработки протекает процесс образования вторичного муллита, окисления SiC c последующим муллитообразованием. Охарактеризовано влияние продолжительности термообработки на фазовый состав, а также показатели прочности, кажущейся плотности, роста, степени окисления SiC и предела прочности при изгибе образцов, содержащих 15 % SiC.
боксит китайский, SiC, кварцевое стекло, муллит, кристобалит корунд, тиалит, муллитизация, фазовый состав, ВКВС, ВДКС (высокодисперсное кварцевое стекло)
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. Пивинский Ю.Е. Керамические и огнеупорные материалы. Избранные труды. Т.2 СПб.: Стройиздат. 2003. 668 с.
2. Гавшина О.В., Дороганов В.А., Дороганов, Е.А., Онищук В.И., Трепалина Ю.Н. Высокоглиноземистые массы на основе пластифицированных суспензий боксита // Новые огнеупоры. 2019. № 7. С. 31–35.
3. Сакулин А.В., Скурихин В.В., Белова И.Г. и др. Гайанский боксит – сырье для производства высокоглиноземистых огнеупоров// Огнеупоры и техническая керамика. 2015. № 11-12. С. 38–43.
4. Гeгтас С., Унлу Н., Одабаси А. и др. Влияние температуры обжига на свойства огнеупорных бетонов на основе боксита // Новые огнеупоры. 2012. № 1. С. 24–30.
5. Пивинский Ю. Е., Дякин П.В., Гришпун Е.М., Гороховский А.М. Бесцементные огнеупорные бетоны. Часть 2. Высокоглиноземистые и корундовые керамобетоны// Новые огнеупоры.2019. № 11. С. 39–48.
6. Пивинский Ю. Е., Дякин П.В., Остряков Л.В. Исследования в области получения формованных и неформованных огнеупоров на основе высокоглиноземистых ВКВС. Часть 14. Состав и некоторые свойства керамобетонов композиционного состава в системе Al2O3 – SiO2 – SiC – С // Новые огнеупоры. 2018. №2. С. 24–31.
7. Xu P.K. Technical properties of bauxite – SiC and application in cement rotary kiln. // Cem. Guede New Epoch . 2010. № 6. Р. 51 – 55.
8. Хu P.K. The study of bauxite–SiC refractories // Refract. Lime. 2013. v 38. № 17. Рp. 10–14.
9. Bo. Ren., Shaobai S., Yawei Li. Effects of oxidation of SiC aggregates on the microstructure and properties of bauxite – SiС composite refractories // Ceramics International. 2015. Vol. 41. Рp. 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. №31. Рp. 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. Дороганов В.А., Трепалина Ю.Н. Высококонцентрированные керамические вяжущие суспензии на основе карбида кремния // Новые огнеупоры. 2010. №8. С. 50–52.
13. Дороганов В.А., Перетокина Н.А., Дороганов Е.А., Бедина В.И., Данилова О.Ю., Гоголевская О.В. Огнеупорные материалы на основе искусственных керамических вяжущих суспензий карбидкремниевого состава // Вестник БГТУ им В.Г. Шухова. 2013. № 4. С. 156–160.
14. Дороганов В.А., Перетокина Н.А., Дороганов Е.А., Евтушенко Е.И., Данилова О.Ю. Исследование наномодифицированных вяжущих карбида кремния и композитов на их основе // Новые огнеупоры. 2014. № 9. С. 44–47.
15. Зайцев С.В., Дороганов В.А., Дороганов Е.А., Евтушенко Е.И. Исследование свойств наносодержащих искусственных керамических вяжущих в системе Al2O3 – SiO2 – SiC // Новые огнеупоры. 2016. № 10. С. 32–36.
16. Зайцев С.В., Дороганов В.А., Дороганов Е.А., Евтушенко Е.И. Исследование искусственных керамических вяжущих муллитокарбидкремниевого состава и композитов на их основе // Новые огнеупоры. 2017. № 2. С. 46–49.
17. Зайцев С.В. Дороганов В.А., Дороганов Е.А., Евтушенко Е.И., Сыса О.К. Искусственные керамические вяжущие на основе кремния и карбида кремния для карбидкремниевых огнеупоров на нитридной связке // Новые огнеупоры. 2019. № 9. С. 25–30.
18. Пивинский Ю.Е., Дякин П.В. Исследования в области композиционных ВКВС и огнеупорных материалов на их основе в системе Al2O3 – SiO2 – SiC. Часть 1// Новые огнеупоры. 2018. № 3. С. 17–27.
19. Пивинский Ю.Е., Дякин П.В. Исследования в области композиционных ВКВС и огнеупорных материалов на их основе в системе Al2O3 – SiO2 – SiC. Часть 2// Новые огнеупоры. 2018. № 5. С. 22–27.
20. Дякин П.В., Пивинский Ю.Е. Исследования в области композиционных ВКВС и огнеупорных материалов на их основе в системе Al2O3 – SiO2 – SiC. Часть 3// Новые огнеупоры. 2018. № 9. С. 14–22.
21. Пивинский Ю.Е., Дякин П.В. Исследования в области композиционных ВКВС и огнеупорных материалов на их основе в системе Al2O3 – SiO2 – SiC. Часть 4 // Новые огнеупоры. 2019. № 3. С. 21–27.
22. Пивинский Ю.Е., Гришпун Е.М., Гороховский А.М. Разработка технологий, производство и служба формованных и неформованных огнеупоров на основе ВКВС// Новые огнеупоры. 2015. № 5. С. 29–39.
23. Пивинский Ю. Е., Дякин П.В., Остряков Л.В. Исследования в области получения формованных и неформованных огнеупоров на основе высокоглиноземистых ВКВС. Часть 12. ВКВС композиционного состава: боксит, электрокорунд, кварцевое стекло и некоторые свойства материалов на их основе// Новые огнеупоры. 2017. № 10. С. 15–21.
24. Пивинский Ю. Е., Перепелицын В.А., Дякин П.В. и др. Исследования в области получения формованных и неформованных огнеупоров на основе высокоглиноземистых ВКВС. Часть 13. Влияние температуры обжига на фазовый состав, структуру и некоторые свойства материалов на основе ВКВС композиционного состава: боксит, электрокорунд, кварцевое стекло // Новые огнеупоры. 2017. № 12. С. 27–35.
25. Перепелицын В.А., Остряков Л.В. Дунаева М.Н. и др. Фазовые превращения бетонов системы Al2O3 – SiO2 – SiC при испытании на шлакоустойчивость// Новые огнеупоры. 2018. № 7. С. 29–38.
26. Пивинский Ю.Е., Дякин П.В., Колобов А.Ю. Исследования в области получения формованных и неформованных огнеупоров на основе высокоглиноземистых ВКВС. Часть 6. О процессе муллитизации и тепловом расширении материалов на основе ВКВС композиционного состава // Новые огнеупоры. 2016. № 6. С. 31–38.
27. Пивинский Ю.Е., Дякин П.В. Исследования в области получения формованных и неформованных огнеупоров на основе высокоглиноземистых ВКВС. Часть 7. О спекании и вторичном муллитообразовании материалов на основе ВКВС композиционного состава в процессе неизотермического нагрева и изотермического обжига// Новые огнеупоры. 2016. № 10. С. 42–51.
28. Андрианов Н.Т., Балкевич В.Л., Беляков А.В. и др. Химическая технология керамики. Под ред. И.Я. Гузмана. М.: “Стройматериалы”, 2012. 496 с.
