氮气压力对多孔氮化硅陶瓷显微组织和力学性能的影响_张俊禧
氮化处理对TiCN基金属陶瓷组织结构和性能的影响
图２高温高压氮化处理前（ａ，Ｃ）后（ｂ，ｄ）Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）基金属陶瓷的金相照片（ａ，ｂ×１０００）和孔隙度照片（Ｃ，ｄ×２００） Ｆｉｇ．２ Ｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓ（ａ，ｂ×１０００）ａｎｄ ｐｏｒｏｓｉｔｙ（Ｃ，ｄ Ｘ２００）ｏｆ ｔｈｅ Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）－ｂａｓｅｄ ｃｅｒｍｅｔｓ ｂｅｆｏｒｅ（ａ，ｃ） ａｎｄ ａｆｔｅｒ（ｂ，ｄ）ｎｉｔｒｏｇｅｎ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ
样的密度，分析天平的最小分度值为０．１ｍｇ，采用阿基 米德排水法，按照公式（１）进行测试：
熔硬质材料存在硬度与韧性的矛盾，即：材料硬度越 高，韧性越差，而要提高韧性往往是以硬度的下降为代
ｐ＝毪暑芋
㈩
价的。这样就造成材料使用效率与寿命之间的矛盾。 解决上述矛盾的一个好途径是使材料具有韧性基体和 耐磨表面Ｈ』。涂层刀具的出现，被认为是金属切削刀 具技术发展史上的一次革命。据介绍”ｊ，在美国汽车
中图分类号：ＴＧｌ４６．４ 文献标识码：Ａ 文章编号：０２５４石０５１（２００６）０５ｍ０１７婀 Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｎｉｔｒｏｇｅｎ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｏｎ ｔｈｅ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）一ｂａｓｅｄ ＣｅＮＧ Ｗｅｉ－ｈａｏ，ＺＨＯＵ Ｆｅｎｇ—ｙｕｎ，ＺＨＥＮＧ Ｌｉ－ｙｕｎ （Ｓｔａｔｅ Ｋｅｙ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ ｏｆ Ｄｉｅ ａｎｄ Ｍｏｕｌｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｈｕａｚｈｏｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，
图１真空烧结（ａ）和高温高压氮化处理（ｂ）工艺曲线
Ｆｉｇ．１
Ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ｖａｃｕｕｍ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ（ａ）ａｎｄ ｔｈｅ ｎｉｔｒｏｇｅｎ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｐｒｏｃｅｓｓ（ｂ）
籽晶添加对氮化硅陶瓷显微结构与力学性能的影响
籽晶添加对氮化硅陶瓷显微结构与力学性能的影响张英伟;余建波;夏咏锋;左开慧;姚冬旭;曾宇平;任忠鸣【摘要】With Y2O3:Al2O3 of different weight ratios as sintering additives and 3wt% β-Si3N4 seeds addition, silicon nitride ceramics were prepared by gas pressure sintering. The phase composition, density, microstructure, room temperature as well as elevated temperature mechanical properties were investigated. The experimental results indicated that the α→β phase transformation of silicon nitride would be finished at 1800℃ for 2 h, and the densities of all specimens were over 97% of theoretical density. Compared with the specimen without seeds addition, the room temperature bending strength, the elevated temperature flexural strength at 1200℃ and the fracture toughness of the specimen with 6wt%Y2O3-4.5wt%Al2O3 and 3wt% β-Si3N4 seeds addition can be improved by 20%, 16% and 8%, respectively.%以不同配比的Y2O3-Al2O3为烧结助剂,通过添加3wt％的单分散β-Si3N4籽晶,采用气压烧结制备了氮化硅陶瓷,并对所得材料的相组成、密度、室温和高温力学性能及显微结构进行了研究.结果表明:不同烧结助剂配比的α-Si3N4粉体在1800℃保温2h即全部转化为β-Si3N4,且各烧结体的相对密度都达到了97％以上.在6wt％Y2O和4.5wt％Al2O3为烧结助剂时,添加3wt％籽晶的样品其室温强度和1200℃高温强度分别提高了20％和16％,断裂韧性提高了8％.【期刊名称】《无机材料学报》【年(卷),期】2012(027)008【总页数】6页(P807-812)【关键词】β-Si3N4籽晶;力学性能;晶粒形貌;液相粘度【作者】张英伟;余建波;夏咏锋;左开慧;姚冬旭;曾宇平;任忠鸣【作者单位】上海大学材料科学与工程学院,上海市现代冶金和材料制备重点实验室,上海200072;中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构国家重点实验室,上海200050;上海大学材料科学与工程学院,上海市现代冶金和材料制备重点实验室,上海200072;中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构国家重点实验室,上海200050;中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构国家重点实验室,上海200050;中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构国家重点实验室,上海200050;中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构国家重点实验室,上海200050;上海大学材料科学与工程学院,上海市现代冶金和材料制备重点实验室,上海200072【正文语种】中文【中图分类】TQ174氮化硅是一种室温和高温力学性能优异, 且具有良好的抗热震、抗氧化、耐腐蚀等性能的高温结构陶瓷, 是燃气轮机部件的理想候选材料[1]. 这些优异的性能是和其所具有的所谓双峰模式显微结构密切相关, 即细小的基体晶粒和粗大的异常晶粒相互交错堆积而成的结构[2].对于液相烧结的氮化硅陶瓷, 影响其显微结构和晶粒形貌演化的因素很多. 控制烧结条件和优化烧结助剂一直是人们调控氮化硅陶瓷双峰结构的主要方法. 近年来, 通过预先添加β-Si3N4籽晶来控制氮化硅显微结构是一种更简单和更高效的方法,受到越来越多的关注[3-4].本工作参考 Y2O3-Al2O3相图选择四个成分点,分别考查籽晶添加对氮化硅陶瓷显微结构演化和力学性能的影响, 并探讨烧结助剂的不同配比对晶粒形貌的影响.1 实验过程1.1 原始粉料选用日本UBE公司生产的型号为SN-E10的商业Si3N4粉末, 其α相含量＞95%, 平均粒度0.5 μm左右. 烧结助剂 Y2O3(上海跃龙有色金属有限公司,平均粒径5 μm左右)和Al2O3(上海吴淞化肥厂, 平均粒径0.6 μm左右)均为市售, 其纯度均≥99.9wt%. β-Si3N4籽晶为实验室自制, 其平均长度约3 μm, 平均长径比约为10, 如图1所示.1.2 制备工艺本实验采用Y2O3-Al2O3复合烧结助剂体系, 选取 Y2O3-Al2O3相图[5]中四个不同的配比成分点(见图 2)作为本实验的考察组分(wt%): 3.5Y2O3-7Al2O3(S1);5Y2O3-5.5Al2O3(S2); 6Y2O3-4.5Al2O3(S3); 7Y2O3-3.5Al2O3(S4). 试样分两批, 一批不添加β-Si3N4籽晶, 以 N为标记符号; 另一批添加 3wt%的籽晶, 以Y为标记符号.图1 β-Si3N4籽晶SEM照片Fig. 1 SEM image of β-Si3N4 seeding particles 图2 Y2O3-Al2O3相图及研究组分Fig. 2 Experimental Y2O3-Al2O3 phase diagram with the investigated compositions将氮化硅粉和烧结助剂按预定的配比称量好后倒入塑料磨罐中, 以氮化硅球为球磨介质, 无水乙醇为球磨助剂球磨混合24 h后烘干过筛. 之后称取一定量的混合粉体在 30 MPa压力下干压成试条,并经200 MPa冷等静压处理. 然后将坯体放入石墨模具中, 采用埋粉烧结, 粉床组分为一定配比的Si3N4和BN混合粉体. 在0.9 MPa 的N2气氛保护下1800℃保温2 h, 得到致密烧结体, 经过切割、打磨制成3mm×4 mm×36 mm的试样.1.3 性能表征试样密度采用阿基米德排水法测量. 用三点弯曲法在万能材料试验机(长春科新试验仪器有限公司, 型号WDW-300)上测量试样室温和高温(1200℃)抗弯强度, 跨距为30 mm, 加载速率为0.5 mm/min,每个数据点所测试的试样个数不少于 3个. 用压痕法测定断裂韧性和硬度, 仪器为TUKON-2100B型全自动显微维氏硬度计, 测试压力为10 kg, 保压时间15 s. 用日本理学电机公司的D/MAX型X射线衍射仪对烧结体物相进行分析. 用日本 JEOL公司的JSM-5690型扫描电子显微镜进行显微结构观察,观察之前试样的抛光面需在400℃熔融NaOH中腐蚀2 min, 并超声清洗处理. 使用Image Pro Plus 6.0图像分析软件对各样品 SEM照片中晶粒的长径比进行统计分析.2 结果与讨论2.1 添加籽晶对氮化硅相变及致密化的影响图 3是未添加和添加3wt% β-Si3N4籽晶烧结体的 XRD图谱, 从图中可以看出, 烧结体以β-Si3N4为主, 没有检测到α-Si3N4相, 说明在1800℃保温2 h能使α-Si3N4全部转化为β-Si3N4, 籽晶添加不影响烧结体最终的相组成. 另外, 由于烧结助剂配比(Y2O3:Al2O3)不同, 本实验中还检测到了少量YAG相(Y3Al5O12)和YAP相(YAlO3).图3 添加和未添加β-Si3N4籽晶的烧结体XRD图谱Fig. 3 XRD patterns ofSi3N4 with and without seeds addition图4显示了添加籽晶对样品烧结致密化过程的影响, 从图中可以看出, 各烧结体的相对密度都达到了 97%以上, 可以认为基本上实现了材料的致密化, 籽晶添加的样品其相对密度更高, 说明籽晶添加对氮化硅陶瓷的烧结过程产生了一定的影响.图4 籽晶添加对β-Si3N4相对密度的影响Fig. 4 Influence of β-Si3N4 seedsaddition on relative density在氮化硅烧结过程中α→β相转变受溶解–扩散–沉淀析出机理控制[6], 而温度高于1500℃这种溶解–沉淀析出过程就开始发生[7-8]. 早期研究[6,9]认为,相变过程和致密化过程并没有直接联系, 而 Yang等[8]研究发现, 致密化比相转变的开始温度更低,且致密化只有在相转变开始后才会快速进行, 同时,致密化过程强烈依赖于烧结助剂含量, 而相转变则几乎不受其影响. Pablos等[4,10-11]研究发现, 添加籽晶会导致烧结速率和相对密度的降低, 因为即使球磨混料过程可以有效降低籽晶尺寸, 它们依然会比烧结助剂和α-Si3N4粉体尺寸大很多, 因此在烧结过程中会影响颗粒重排和物质传质过程, 降低烧结速率和密度. 然而根据Yang等的结论, 在液相量充足的条件下(本实验样品烧结过程中产生的液相量达 17.5wt%, 见表 1), 适量的籽晶添加对颗粒重排和传质过程的影响有限, 但却有效降低了β相在籽晶表面沉淀析出并继续生长的激活能, 从而促进了α→β相转变过程[12-13], 进而致密化过程在相转变开始后快速进行, 这可能就是本实验中添加籽晶的样品其相对密度更高的原因.2.2 添加籽晶对氮化硅力学性能的影响图 5是添加籽晶对样品室温和高温(1200℃)强度的影响. 从图中可以看出, 籽晶添加后, 样品S1Y室温强度略有降低, 样品S2Y和S4Y变化不大,但在样品 S3Y室温强度由 816 MPa增加到了984 MPa, 提高了约20%. 同时, 籽晶添加也提高了氮化硅陶瓷的高温强度, 使得样品S3Y的1200℃抗弯强度由 534 MPa增加到了618 MPa, 提高了约16%. 此外还可以看出, 高温强度随着Al2O3含量的降低呈现上升趋势, 说明过多的 Al2O3对氮化硅陶瓷的高温性能会产生不利影响.图 6是添加籽晶对氮化硅陶瓷断裂韧性和显微硬度的影响, 由图可知, 添加籽晶后, 氮化硅陶瓷断裂韧性有所提高, 样品S3Y的最大, 由4.8 MPa·m1/2增加到了5.2 MPa·m1/2, 提高了约8%. 另外, 未添加籽晶时, 显微硬度随着 Al2O3含量的降低而降低,而添加籽晶后, 显微硬度在 S3成分点出现最大值14.8 GPa.图5 籽晶添加对样品室温和高温抗弯强度的影响Fig. 5 Influence of β-Si3N4 seeds addition on flexural strength of the samples at room temperature (RT) and 1200℃图6 籽晶添加对样品断裂韧性和显微硬度的影响Fig. 6 Influence of β-Si3N4 seeds addition on fracture toughness and microhardness of the samples 氮化硅陶瓷的力学性能取决于其显微结构, 尤其是β-Si3N4晶粒的形貌和尺寸. 根据裂纹的桥接和偏转韧化模型[14-15], 当氮化硅显微结构中高长径比宽直径的粗大晶粒的数量增加时, 其力学性能会有所提高. 由图7可知, 样品S1Y/S1N的粗大晶粒数量相对不足, 所以其强度和韧性偏低, 样品S3Y/S3N的大晶粒数量增多和尺寸明显增大, 因此具有较高的强度和韧性, 但是过量的粗大柱状晶粒往往会产生许多气孔、位错、原生裂纹等缺陷, 这些缺陷会成为材料断裂源, 使材料强度降低[2,16],这可能就是S4Y成分点晶粒形貌发育更完好而室温强度反而不高的原因. 当然, 力学性能实际上还应该综合考虑晶间相(尤其是晶间玻璃相)的性质、晶粒和晶间相的界面强度以及由于热胀系数失配引起的晶粒和晶间相的界面应力等因素[17], 这些因素对高温力学性能有着重要的影响. 样品S1Y/S1N成分点在添加籽晶后出现室温强度和硬度略有降低的现象可能就是由于此成分点晶粒和晶间相之间的界面结合强度不高, 这样未添加籽晶时, 晶粒相对细小,晶界曲折, 不利于裂纹的扩展, 而添加籽晶后, 粗大的晶粒和弱化的界面强度提供了裂纹快速扩展的通道, 从而降低了强度和硬度.2.3 添加籽晶对氮化硅显微结构的影响图7 添加和未添加籽晶的氮化硅陶瓷SEM照片Fig. 7 SEM images of Si3N4 ceramics with and without seeds addition各个样品经抛光腐蚀后的SEM照片见图7, 从图中可以看出, 各个烧结体的显微结构均由发育良好、粒径不同的长柱状β-Si3N4晶粒相互交错堆积而成, 且随着Al2O3含量的降低, 晶粒的发育趋于完整并有一些晶粒粗大化现象, 籽晶添加后, 这种粗大化现象更加明显. 图7中各样品SEM照片右上角的小图是从各照片中选取200个代表性晶粒测量柱状晶的长径比形成的统计结果. 从中可以看出, 添加籽晶的样品与没有添加的相比, 其柱状晶长径比的峰型由窄而高向宽而低发展, 说明晶粒长径比的分布范围扩大, 晶粒间几何尺寸差异性明显增大,显微结构趋于不均匀, 即所谓的双峰模式显微结构得到增强.表1 各成分点液相的名义成分和含量Table 1 Nominal composition and amount of the liquid estimated for each mixture ratioSample Y2O3 Al2O3 SiO2 Liquid composition /wt%(mol%)Liquid amount/wt% S1 19.9(7.7) 39.9(34.0) 40.2(58.3) 17.5 S2 28.5(11.4) 31.3(27.9) 40.2(60.7) 17.5 S334.2(14.1) 25.6(23.5) 40.2(62.4) 17.5 S4 39.9(16.9) 19.9(18.8) 40.2(64.3) 17.5 图8 Y2O3-Al2O3-SiO2液体熔体粘度关系图Fig. 8 Viscosity of Y2O3-Al2O3-SiO2 melts氮化硅烧结体中晶粒形貌发育的影响因素很多,包括烧结助剂和烧结条件. 另外, 添加籽晶的烧结体还必须考虑原始粉体中籽晶的添加量和粒径分布对其的影响. 本实验中烧结条件无差异, 因此, 影响晶粒形貌发育的因素主要是烧结助剂成分和籽晶的添加.烧结助剂成分对晶粒生长的影响主要是通过影响烧结过程中液相的粘度而实现的[18-19]. Saito等[20]系统地研究了化学组分对 Y2O3-Al2O3-SiO2熔体和Y-Al-Si-O-N 熔体粘度的影响, 其结果表明, 在SiO2/Al2O3为定值的条件下, Y2O3-Al2O3-SiO2熔体的粘度会随着 Y2O3含量的升高而线性降低. 本实验中, 液相的名义成分和含量通过对 Y2O3-Al2O3-SiO2烧结助剂体系进行估算. 其中, SiO2含量是假定 Si3N4粉体中氧含量(包括杂质含量)为 2.1wt%,且全部形成 SiO2从而得出的估算值, 这样, 本实验中形成的液体玻璃相成分见表1. 另外, 对Saito等的实验结果进行外推处理, 由此本实验的S1和S4成分点的粘度关系见图8, 图中实线为Saito等的实验结果, 虚线为线性外推结果.由图8可以看出, S4成分点的粘度比S1成分点的粘度值低, 而液相的粘度直接影响物质的扩散过程. 液相粘度与物质扩散系数之间的关系可以用Stokes-Einstein方程表示:其中, η为液相粘度, r为物质的等效流体动力学半径, D为扩散系数, κ为波尔兹曼常数, T为热力学温度.由方程(1)可知, 液相粘度降低, 则物质扩散系数增大, 增大的扩散系数会促进晶粒生长速率的提高. 因此, S4成分点的晶粒生长速率要比 S1的高,即S4成分点的晶粒形貌发育情况要比S1成分点的好, 这一点可以从图7中得到验证.需要说明的是, 液相的化学组成在烧结过程中可能会改变, 进而使得液相粘度会出现一定的偏差.在烧结过程中, 当低熔点液相产生后, α-Si3N4会逐渐溶解到液相中使得液相中N元素浓度上升. 同时,由于N元素在Y2O3-Al2O3-SiO2熔体中的溶解度会随着 Y2O3含量的升高而增加, 而由此形成的Y-Al-Si-O-N玻璃态熔体的粘度会随着N元素含量的增加而增大, 而N元素在液相中的饱和浓度取决于液相组成, Saito等报道的N元素在Y2O3-Al2O3-SiO2熔体中的溶解度是7mol%～9mol%[20], 因此, 实际上S1和S4成分点间的粘度差异在烧结过程中的不同阶段、不同局部区域可能有一个动态的变化.对于籽晶在氮化硅陶瓷显微结构发展过程中的作用, 一般认为, 籽晶作为晶核促进了新晶粒在其上的继续生长, 从而促进了显微结构的演化, 籽晶的添加量对显微结构的演化具有重要影响. 随着籽晶添加量的不断增加, 双峰显微结构向单峰显微结构发展[21], Dressler等[22]认为, 添加过多的籽晶对晶粒生长会产生一定的空间阻力, 减弱显微结构的不均匀性. 因此, 本实验仅添加 3wt%的籽晶, 从图 7还可以看出, 添加籽晶的氮化硅陶瓷相对于没有添加的表现出了一定的晶粒粗化现象, 并且晶粒长径比分布也出现了宽化现象, 说明籽晶的添加在一定程度上增强了双峰结构的发展. 但是, 要制备具有显著双峰结构的氮化硅陶瓷, 实际上要综合考虑烧结温度、烧结助剂种类及含量、烧结气氛压力等多种因素的影响, 添加籽晶只是一个必要的因素, 却不失为一种简单高效且具有成本优势的方法.3 结论1) 添加适量的籽晶对氮化硅陶瓷烧结过程中颗粒重排和传质过程的阻碍作用有限, 却有效降低了β相在籽晶表面沉淀析出并继续生长的激活能, 从而促进了相转变过程, 提高了烧结致密化程度;2) 添加适量的籽晶在一定程度上提高了氮化硅陶瓷的室温和高温力学性能, 尤其是6wt%Y2O3和4.5wt%Al2O3为烧结助剂时, 室温强度由816 MPa增加到了984 MPa, 提高了约20%, 1200℃高温强度由534 MPa增加到了618 MPa, 提高了16%, 断裂韧性由4.8 MPa·m1/2增加到了5.2 MPa·m1/2, 提高了8%;3) 烧结助剂所形成的液相熔体粘度影响晶粒形貌发育, 具有更低粘度的液相组分会促进晶粒的生长, 形成大小晶粒嵌合的双峰模式显微结构, 添加适量籽晶在一定程度上会促进晶粒的粗大化, 提高晶粒间几何尺寸差异性, 从而增强了双峰结构的发展.参考文献:【相关文献】[1] Wiederhorn S M, Ferber M K. 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氮气分压对Cu3N薄膜性质的影响
氮气分压对Cu3N薄膜性质的影响袁晓梅;闫鹏勋;孔凡成;方延平;郑晓慧【期刊名称】《中国矿业大学学报》【年(卷),期】2008(37)2【摘要】采用反应射频磁控溅射法,通过改变混合气体(N2+Ar)中氮气分压来改变元素的沉积能量和密度,在玻璃基底上制备出了表面光滑、致密的氮化铜(Cu3N)薄膜,研究了不同氮气分压对Cu3N薄膜的择优生长取向和晶粒尺寸的影响.结果表明:随着氮气分压的增加,Cu3N薄膜由沿(111)晶面择优生长转变为沿(100)晶面择优生长,晶粒尺寸变小,表面均方根粗糙度和光学带隙Eopt增大;薄膜在300℃的条件下会完全分解成铜和氮气;薄膜表面的Cu元素以+1价形式存在,Cu2p3/2,Cu2p1/2和N1s峰分别位于932.7,952.7和397.3 eV.【总页数】5页(P276-280)【关键词】氮化铜薄膜;射频磁控溅射;表面形貌;择优取向【作者】袁晓梅;闫鹏勋;孔凡成;方延平;郑晓慧【作者单位】徐州空军学院航空弹药系,江苏徐州221000;兰州大学等离子体与金属材料研究所,甘肃兰州730000【正文语种】中文【中图分类】O484【相关文献】1.氮气分压比对硼碳氮薄膜的组分及光学带隙的影响 [J], 王玉新;郑亚茹;王晓玉;王晓雪;董李娜;宋哲2.氮气分压对氮化硼薄膜场发射特性的影响 [J], 顾广瑞;吴宝嘉;李全军;金哲;盖同祥;赵永年3.氧气分压对TiO2薄膜结构、磁性及输运性质的影响 [J], 马文睿;仝瑞雪;周国伟;江凤仙4.氧分压对电子束蒸发SiO_2薄膜机械性质和光学性质的影响 [J], 邵淑英;范正修;邵建达;沈卫星;江敏华5.衬底温度和氮气分压对氮化锌薄膜的性能影响(英文) [J], 张军;谢二庆;付玉军;李晖;邵乐喜因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
氮化硅陶瓷刀具的微观结构与力学性能分析
氮化硅陶瓷刀具的微观结构与力学性能分析氮化硅陶瓷刀具作为一种先进的切削工具，在工业领域中拥有广泛的应用。
它具有高硬度、优异的耐磨性和化学稳定性，因此在高速切削、高温加工等领域表现出色。
本文将对氮化硅陶瓷刀具的微观结构与力学性能进行详细分析，以期更好地理解并优化其应用性能。
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氮化硅陶瓷材料主要由氮化硅晶体相和少量的氮化铝、氮化钛等添加剂组成。
氮化硅晶体相具有良好的硬度和抗磨性，同时添加剂可以改善陶瓷材料的力学性能和制造工艺。
在氮化硅陶瓷刀具的微观结构分析中，我们可以首先关注晶体相的排列方式。
研究表明，氮化硅陶瓷具有多晶结构，晶粒的尺寸一般在几微米至几十微米之间。
这种多晶结构为陶瓷材料提供了更好的强度和韧性，使其能够承受较大的切削力和冲击力。
此外，氮化硅陶瓷刀具还具有一定的孔隙率，这些微小孔隙可以储存润滑液和冷却剂，在切削过程中起到润滑和冷却的作用。
与微观结构相对应的是氮化硅陶瓷刀具的力学性能。
首先是硬度。
氮化硅陶瓷刀具具有极高的硬度，通常可以达到1500至2500HV。
这种高硬度使得刀具可以在高速切削时保持较好的切削性能，而不易受到磨损和变形。
此外，氮化硅陶瓷刀具还具有较高的弹性模量，可以在切削过程中保持较好的刚性和稳定性。
除硬度外，氮化硅陶瓷刀具的韧性也是其优势之一。
尽管陶瓷材料通常以其脆性而闻名，但氮化硅陶瓷通过优化微观结构和添加剂的方式，可以在一定程度上提高其韧性。
这使得氮化硅陶瓷刀具能够承受较大的冲击力和切削力，减小刀具损伤和断裂的风险。
此外，陶瓷材料还具有优异的耐磨性，可以长时间维持刀具的尖锐度和切削性能。
在应用中，氮化硅陶瓷刀具的微观结构和力学性能也受到外界因素的影响。
例如，切削速度、切削深度和切削力等参数都会直接影响刀具的磨损和断裂。
因此，在实际使用中，需要根据具体情况选择适当的切削条件，以最大限度地发挥氮化硅陶瓷刀具的优势。
此外，刀具的制造工艺和后处理过程也会对刀具的微观结构和力学性能产生重要影响。
氮化硅反应气体
氮化硅反应气体氮化硅是一种重要的材料，在许多工业领域中具有广泛的应用。
氮化硅是一种无机化合物，由氮原子和硅原子组成。
氮化硅具有许多优良的性能，例如高硬度、高热导率、化学稳定性强等。
这些优良的性能使得氮化硅在半导体、陶瓷、涂层、切削工具等领域得到广泛应用。
氮化硅的制备方法有很多种，其中一种重要的方法就是氮化硅反应气体法。
氮化硅反应气体法是一种在高温、高压下反应氮气和硅粉得到氮化硅的方法。
在这个过程中，氮气起到了氮化硅的源，硅粉提供了硅原子。
氮化硅反应气体法简单易操作，可以大量生产高质量的氮化硅。
氮化硅反应气体法中的反应气体对氮化硅的性能影响很大。
氮气作为氮化硅的源，在反应过程中起着至关重要的作用。
氮气的纯度、流量、压力等参数对氮化硅的质量和产率有很大的影响。
过高的氮气流量会导致资源浪费，过低的氮气流量则会影响氮化硅的合成。
因此，控制好氮气的流量和压力是提高氮化硅质量和产率的关键。
除了氮气外，硅粉也是氮化硅反应气体法中不可或缺的一部分。
硅粉的粒度、纯度、形貌等对氮化硅的合成起着重要作用。
粒度过大的硅粉难以与氮气充分反应，影响氮化硅颗粒的尺寸和形貌；而粒度过小的硅粉则会造成氮化硅颗粒的过度聚集，影响氮化硅的分散性和表面性能。
因此，选择适当的硅粉在氮化硅反应气体法中具有重要意义。
在氮化硅反应气体法中，反应温度也是一个至关重要的参数。
温度过高会导致反应速率过快，增加了不均匀氮化硅颗粒的产生；而温度过低则会延长反应时间，影响氮化硅的合成效率。
因此，选择适当的反应温度是保证氮化硅合成效果的关键。
除了上述影响因素之外，反应时间、反应压力、反应器的设计等都会对氮化硅反应气体法的合成效果产生影响。
调节好这些参数，优化反应条件，可以提高氮化硅的质量和产率。
总的来说，氮化硅反应气体法是一种简单、有效的氮化硅合成方法，可以大规模生产高质量的氮化硅。
然而，在实际应用中，需要对反应条件和参数进行精细调控，才能达到最佳的合成效果。
气体静压轴承用多孔SiC陶瓷的制备及静态性能
气体静压轴承用多孔SiC陶瓷的制备及静态性能于雪梅【摘要】以α-SiC和β-SiC粉末为原料,羧甲基纤维素为造孔剂,制备了多孔SiC陶瓷.探讨了烧结温度、成型压力和造孔剂含量对SiC陶瓷的气孔率、显气孔率以及弯曲强度的影响,研究了用不同渗透率的多孔SiC陶瓷制备气体静压轴承的承载能力和静态刚度.结果表明:在高温下,β-SiC转变为α-SiC,同时,通过α-SiC的蒸发-凝聚过程实现了SiC陶瓷的烧结,并形成无收缩自结合结构;试样的气孔率和显气孔率随烧结温度和成型压力的增加而略有降低,但弯曲强度却增大;造孔剂含量越高,试样的气孔率和显气孔率越大,弯曲强度越低.添加质量分数为10%的造孔剂,经250 MPa冷等静压成型,在2 400℃下制备的试样气孔率和显气孔率分别为28.91%和24.03%,渗透率为7.74×10-13 m2,弯曲强度为63.8 MPa.因此,多孔siC陶瓷的渗透率越低,利用它制备的气体静压轴承的承载能力越低,静态刚度就越高.%Porous SiC ceramics were prepared with α-SiC and β-SiC powders, and carboxymethyl cellulose(CMC) as the pore entraining agent. The porosity, open porosity, and the flexural strength as functions of sintering temperatures, shaping pressures, and pore entraining agent content were investigated. The load capacity and the static stiffness of aerostatic bearing assembled by porous SiC ceramics with different permeability were studied. The results show that porous SiC ceramic is able to be prepared when the β-SiC converts to α-SiC by the aggregates connection in high temperature range. The porosity and the open porosity decrease and the flexural strength increases with increasing sintering temperatures and shaping pressures. The porosity and the open porosity increases and the flexuralstrength decreases with increase of pore entraining agent content. For the sample with 10％(mass fraction) CMC prepared at 250 MPa and 2 400 ℃, the porosity and open porosity get respectively 28.91％ and 24.03％, the permeability reaches to 7.74× 10-13m2, flexural strength is 63.8 MPa. The lower the permeability of the porous SiC ceramic, the lower load capacity and the higher static stiffness of aerostatic bearing.【期刊名称】《西安交通大学学报》【年(卷),期】2011(045)003【总页数】4页(P117-120)【关键词】多孔SiC陶瓷;气体静压轴承;气孔率;静态性能【作者】于雪梅【作者单位】淮海工学院机械工程学院,222005,江苏连云港【正文语种】中文【中图分类】TH133.36气体静压轴承具有摩擦磨损极小、摩擦热少、运动精度高等优点，因而在精密超精密工程、空间技术、电子精密仪器等领域中，得到了广泛应用［1—3］.目前，小孔节流技术在理论和试验上都比较成熟，但因承载能力低的缺点则限制了被广泛应用.多孔质节流可以明显提高气体静压轴承的承载能力［4—5］，并且比传统的小孔节流器具有更优越的阻尼特性和稳定性等优点.多孔质节流技术的关键问题就是对多孔质材料的选择，主要有青铜、不锈钢、陶瓷和石墨等［6］，其中陶瓷材料由于具有较强的耐气体冲刷能力，以及良好的使用稳定性等优点而倍受关注.由于多孔SiC陶瓷具有强度高、耐磨、耐腐蚀、抗氧化及稳定性好等特性，因此已成为较理想的气体静压轴承用多孔质材料之一.按多孔SiC陶瓷内部SiC颗粒的结合方式，其制备方法可分为第2相结合法和直接结合法［7］，前者通过外加或反应生成的第2相（即玻璃相）结合SiC颗粒而实现了材料烧结［8—9］；后者则是以SiC颗粒间的直接结合来实现材料烧结.多孔SiC陶瓷内玻璃相的存在对其内部的孔隙状态有直接影响，当烧结温度较低时，陶瓷体内不存在晶界玻璃相的黏性流动，烧结程度较低，试样表现出较高的气孔率和显气孔率.当烧结温度较高时，陶瓷体内出现晶界玻璃相的黏性流动，填充了部分气孔通道，使开口气孔转变为闭气孔和盲孔，而闭气孔在烧结过程中消除困难，因此试样表现出气孔率变化不大，但开口气孔率却下降明显.对于理想的气体静压轴承采用的多孔质材料，其内部应该仅仅存在着尺寸一致且分布均匀的联通孔隙，没有闭气孔和盲孔.因此，气体静压轴承用多孔SiC陶瓷的制备方法应为直接结合法.本文采用粉末冶金法制备了多孔SiC陶瓷，研究了制备工艺参数对多孔SiC陶瓷微观组织和力学性能的影响规律，分析了具有不同渗透率多孔SiC陶瓷制备的气体静压轴承的承载能力和静态刚度，给出了多孔SiC陶瓷的合理制备工艺参数.这对于陶瓷多孔质气体静压轴承的进一步研究具有一定的现实意义.1 实验实验选用α—SiC粉末，其质量分数（纯度）大于99%，平均粒径约为20μm.选用的β—SiC粉末，其纯度大于99%，平均粒径为8μm.使用的市售羧甲基纤维素（CMC）呈白色团絮状.按质量比为9∶1的比例分别称量α—SiC和β—SiC粉末，将其与不同比例的造孔剂CMC在行星式球磨机上进行充分混合，利用真空干燥箱将粉末烘干.然后，将混合均匀的粉末以200～300MPa冷等静压成型.利用高温中频真空感应烧结炉，先将素坯进行预烧结处理（300℃，2h），目的是使加入的CMC得到热分解.随后抽真空至10—2 Pa，充氩气，升温到2 350～2 450℃进行烧结，烧结2h后随炉冷却.采用阿基米德原理测定试样的体积密度和显气孔率，利用X射线衍射仪（D/max—rB）分析试样的相组成.利用扫描电子显微镜（Hitachi S—4700）观察孔隙结构，在Instron—5569型电子万能材料实验机上通过三点弯曲法测定材料的弯曲强度.利用自制实验设备测量材料的气体渗透率，以及装配后的气体静压轴承的承载能力和静态刚度.2 结果与讨论2.1 物相分析及孔隙观察实验利用β—SiC在高温条件下转变为α—SiC来黏结原始α—SiC颗粒，并利用SiC的高温蒸发—凝聚机理，来实现多孔SiC陶瓷的烧结.图1给出了原始β—SiC 粉末与采用不同烧结温度制备试样的X射线衍射图谱（XRD），成型压力为250MPa，w（CMC）＝5%.通过对比图1a和图1b可见，当烧结温度为2 350℃时，试样的组成主要为α—SiC相，同时存在着少量的β—SiC相，这说明所添加的β—SiC并没有完全转化为α—SiC.当温度分别为2 400℃和2 450℃时，试样由单一的α—SiC组成，没有观察到β—SiC的衍射峰，这说明最初添加的β—SiC 已完全转化为α—SiC.图1 制备试样的XRD图谱图2为在2 400℃下制备试样的扫描电镜（SEM）照片，照片中黑色的区域为孔洞，其余为SiC基体.由照片可以看出，试样中的孔隙主要以两种方式存在：一种是尺寸相对较大的孔洞，它主要是由造孔剂CMC形成；另一种是尺寸相对较小的孔洞，这些孔洞主要是由原始SiC颗粒堆积而形成.另外还可看出，CMC形成的孔隙尺寸相差较小，在试样中分布的比较均匀，并且它们之间相互联接形成联通的孔道网络，孔道平均直径约为40μm.这种结构主要是由于CMC热分解并以气体形式向试样表面逸出而形成的.图2 试样的SEM照片2.2 烧结温度的影响表1给出了烧结温度T对多孔SiC陶瓷性能的影响规律，成型压力为250MPa，w（CMC）＝5%.由表1可以看出，随着烧结温度的升高，试样的气孔率ρ和显气孔率ρa均降低，但当温度由2 350℃升高到2 400℃时，两者的下降幅度比较大，而当温度由2 400℃升高到2 450℃时，两者的下降幅度较小.这主要是由于温度为2 350℃时，试样的烧结并不完全（见图1），因此其气孔率和显气孔率相对较大.随着烧结温度增加到2 400℃时，试样的烧结程度得到提高，则气孔率和显气孔率明显降低.烧结温度从2 400℃升高到2 450℃时，材料的显气孔率变化并不明显，但其弯曲强度σ则提高了13%，这表明在2 400℃～2 450℃时，SiC陶瓷的烧结机理主要为蒸发—凝聚过程.SiC颗粒形成重结晶SiC陶瓷，在结构上形成了无收缩自结合结构［10］.另外，由表1还可看出，随着烧结温度的升高，试样的弯曲强度呈现增大趋势.研究表明，多孔陶瓷的强度与其内部气孔率［11］之间符合式中：σ0表示气孔率为0时的试样强度；b为常数.表1 烧结温度对多孔SiC陶瓷性能的影响T/℃ ρ/% ρa/% σ/MPa 2 350 27.13 25.07 48.5 2 400 22.12 17.74 89.6 2 450 20.58 16.09 101.4由上式可知，多孔陶瓷的强度随着其内部气孔率的降低而成指数规律增加.对于2 350℃烧结的试样，其强度较低的原因主要是由于烧结不完全所致.2.3 成型压力的影响表2给出了当T＝2 400℃、w（CMC）＝5%时，在不同成型压力P下，多孔SiC陶瓷的气孔率、显气孔率和弯曲强度.从表中可以看出，随着成型压力的增加，素坯的密度增加，从而导致最终烧结制备的多孔SiC陶瓷的气孔率和显气孔率均有所下降，而其弯曲强度则逐渐增大.与烧结温度相比，成型压力对多孔SiC陶瓷性能的影响程度相对要小一些.表2 成型压力对多孔SiC陶瓷性能的影响P/MPa ρ/% ρa/% σ/MPa 200 23.34 18.23 84.3 250 22.12 17.74 89.6 300 21.08 16.58 95.22.4 造孔剂含量的影响表3给出了CMC含量对多孔SiC陶瓷性能的影响，其中P＝250MPa，T＝2 400℃.由表3可以看出，多孔SiC陶瓷的气孔率和显气孔率与造孔剂的含量有关，因为烧结后试样中的孔洞主要来源于造孔剂烧除后留下的空隙，因此造孔剂的含量越高，烧结后陶瓷材料的气孔率和显气孔率就越大.与之相应，陶瓷材料的弯曲强度则随着造孔剂含量的增加而降低.表3 造孔剂含量对多孔SiC陶瓷性能的影响w（CMC）/% ρ/% ρa/% σ/MPa0 16.33 12.01 124.3 5 22.12 17.74 89.6 10 28.91 24.03 63.82.5 气体静压轴承的静态性能气体静压轴承用多孔质材料的渗透率v会直接影响到气体静压轴承的性能.研究表明，当孔隙结构一定时，多孔质材料的v随其显气孔率的增加而增大［12］，但对其精确定量的求解比较困难.本文通过实验方法测量了多孔SiC陶瓷的渗透率，对于w（CMC）＝0，w（CMC）＝5%和w（CMC）＝10%的试样，在2 400℃、250MPa的条件下，其渗透率分别为3.87×10—13、5.72×10—13、7.74×10—13 m2.采用上述3种不同渗透率的多孔SiC陶瓷分别制备了气体静压轴承，并测试了轴承的静态性能.图3给出采用不同渗透率的多孔SiC陶瓷制备的气体静压轴承的静态性能.由图3a 可见，气体静压轴承的承载能力均随着气膜厚度的增大而降低，SiC陶瓷的v越小，所制轴承的承载能力越低且下降速率越快.由图3b可知，气体静压轴承的静态刚度均随着气膜厚度的增大而先升高后降低，SiC陶瓷的渗透率越小，所制备的轴承静态刚度就越高.图3 气体静压轴承的静态曲线3 结论（1）利用SiC的高温蒸发—凝聚烧结机理能够获得不含玻璃相的多孔SiC陶瓷，有效烧结温度为2 400°C.随着烧结温度和成型压力的增加，试样的气孔率和显气孔率均略有下降，而弯曲强度却增大.造孔剂含量对材料的组织和性能均有明显影响，随其含量的增加，试样的气孔率、显气孔率和渗透率均增大，但弯曲强度则降低.（2）在供气压力相同、气膜厚度一定的条件下，多孔SiC陶瓷的渗透率越小，所制备的气体静压轴承的承载能力就越低，但静态刚度则越高.（编辑管咏梅赵大良）【相关文献】［1］ POWELL J W.Design of aerostatic bearing ［M］.Brighton，UK：Machinery Publishing，1970：12—18.［2］ PANZERA T H，RUBIO J C，BOWEN C R，et al.Microstructural design of materialsfor aerostatic bear—ings［J］.Cement and Concrete Composites，2008，30（7）：649—660.［3］ UHLMANN E，NEUMANN C.Air bearings based on porous ceramic composites［C］//Intelligent Pro—duction Machines and Systems：2nd I＊PROMS Vir—tual International Conference.Cardiff，UK：Elsevier，2006：211—216.［4］陈汝刚，侯予，袁秀玲，等.低温透平制冷机的静压气体润滑轴承研究［J］.西安交通大学学报，2007，41（7）：792—796.CHEN Rugang，HOU Yu，YUAN Xiuling，et al.Study of gas lubrication externally—pressurized air bearing for cryogenic turbo—refrigerator ［J］.Journal of Xi′an Jiaotong University，2007，41（7）：792—796.［5］杜金名，卢泽生，孙雅洲.气体静压小孔节流与多孔质节流性能的比较［J］.润滑与密封，2002，27（4）：2—3.DU 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低温烧结制备的多孔氮化硅陶瓷的介电常数和力学性能
低温烧结制备低介电常数和高力学性能的多孔氮化硅陶瓷夏永封，曾玉萍，江东亮上海硅酸盐研究所，中科院，1295年定西道，上海邮编200050中科院研究生院，北京100039，中华人民共和国摘要：通过凯特布兰（SiO 2-B 2O 3-P 2O 5）玻璃使用传统的陶瓷工艺在空气中制备了多孔氮化硅（Si 3N 4）陶瓷。
多孔Si 3N 4陶瓷烧结至1000~1200℃显示了相对较高的抗弯强度和良好的介质性能。
研究了烧结温度和添加剂含量对多孔氮化硅陶瓷抗弯强度和介电性能的影响。
多孔氮化硅陶瓷的30-55％的孔隙率，40-130兆帕的抗折强度，以及3.5-4.6的低介电常数被获得。
关键词：多孔氮化硅陶瓷;介电常数;凯特布兰;低温烧结1导言天线罩材料的恶劣的工作条件要求一系列关键特性，如低介电常数，高机械强度，优良的抗热震性和雨蚀性[1]。
如今，由于其优良的介电性能（介电常数恒定3.5），氮化硅陶瓷主要用于材料的天线罩和天线窗[2]。
然而，它们的极低的强度（通常不超过80MPa ）[3]和较低的抗雨蚀性是不足以用于高速车辆。
氮化硅（Si 3N 4陶瓷）陶瓷有许多优良性能，如高温强度，良好的氧化电阻，热化学耐腐蚀，耐热冲击性，热膨胀系数低及良好介电性能[4-6]。
在室温下，α- Si 3N 4和β- Si 3N 4的介电常数（ε）分别是5.6和7.9。
然而，氮化硅的介电常数仍然有很高的实际应用。
孔设计，一般认为是一种降低材料介电常数的有效途径，但毛孔也可以恶化陶瓷材料的力学性能。
因此，重要的是保持介电性能和力学性能均衡，以满足实际应用。
多孔氮化硅陶瓷可以不同的方式制备，如增加易变物质[7]，冷冻干燥[8]，碳热氮化[9]，燃烧合成[10]，原位反应键[1]等。
作为一个共价固体，氮化硅无助烧结剂很难致密。
通常情况下，金属氧化物（Y 2O 3+Al 2O 3[11]，Er 2O 3[12]，Yb 2O 3[13]）添加剂都必须通过液相烧结才能获得致密氮化硅陶瓷。
多孔氮化硅微观组织结构对力学性能的影响_王重海
率 的 经 验 公 式 （式 １）趋 势 相 同 。
σ＝σ０ｅｘｐ（－ｎρ）
（式 １）
式中：σ０致 密 试 样 的 弯 曲 强 度，σ为 多 孔 陶 瓷
试 样 的 弯 曲 强 度 ，ρ为 气 孔 率 。
（ａ）沿 晶 断 裂
图 ５ 多 孔 氮 化 硅 致 密 度 、气 孔 率 对 弯 曲 强 度 的 影 响
１ 实验
１．１ 原 料
氮化硅粉体由瑞典 ＶｅｓｔａＳｉ ＬＬＣ 公司提供，
平 均 粒 径 ０．８μｍ，α 相 含 量 ＞９５％ ；烧 结 助 剂 为 高 纯氧化钇粉体和氧 化 铝 粉 体，氧 化 钇 粉 体 平 均 粒
径 ０．５μｍ，纯 度 大 于 ９９．９９％ ，氧 化 铝 粉 体 平 均 粒 径 ０．５μｍ，纯 度 大 于 ９９．９９％ ；造 孔 剂 采 用 分 析 纯
ｎｉｔｒｉｄｅ ｃｅｒａｍｉｃｓ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ，８９ （２００６）３８４３． ４ Ｏｍａｔｃｔｅ Ｏ Ｏ，Ｊａｎｎｃｙ Ｍ Ａ，Ｓｔｒｃｋｌｏｗ Ｒ Ａ，Ｇｅｌｃａｓｔｉｎｇ－ａｎｅｗ ｃｅｒａｍｉｃ ｆｏｒｍｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ，Ａｍ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ Ｂｕｌｌ，７０（１９９１） １６４１． ５ ＦｕｋａｓａｗａＴ，Ｄｅｎｇ Ｚ Ｙ，Ａｎｄｏ Ｍ，ｅｔ ａｌ，Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ｏｆ ｓｉｌｉｃｏｎ ｎｉｔｒｉｄｅ ｗｉｔｈ ｕｎｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙ ａｌｉｇｎｅｄ ｃｈａｎｎｅｌｓ ｕｓｉｎｇ ｆｒｅｅｚｅ－ ｄｒｙｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ，８５ （２００２）２１５１． ６ Ｊｉａｎｓｈｅ Ｙｕｅ，Ｂｉｎｃｈａｏ Ｄｏｎｇ ａｎｄ Ｈｏｎｇｊｉｅ Ｗａｎｇ，Ｐｏｒｏｕｓ Ｓｉ３Ｎ４ ｆａｂｒｉｃａｔｅｄ ｂｙ ｐｈａｓｅ ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ ｕｓｉｎｇ ｂｅｎｚｏｉｃ ａｃｉｄ ａｓ ｐｏｒｅ－ｆｏｒｍｉｎｇ ａｇｅｎｔ．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅ－ ｔｙ，１－３（２０１１）．
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赛美精细陶瓷有限公司)做起始原料, 添加 5wt%Y2O3(纯度＞99.99%, 粒度 4~6 μm, 上海跃龙 稀土新材料有限公司 ) 做烧结助剂 , 原料按配比混 合放入塑料球磨罐 , 加入无水乙醇做溶剂 , 并加入 氮化硅磨球, 粉料、溶剂和磨球的质量比为 1: 3: 3, 在滚动球磨机上球磨混合 24 h, 混合好的料浆用旋转 蒸发器烘干, 过 149 μm 筛网。得到的粉末在 40 MPa 的压力下双面加压, 制成 50 mm×5 mm×6 mm 的条 状试样, 试样密度约为 1.2 g/cm3.。试样放入内壁涂 有 BN 的石墨坩埚内, 装入多功能烧结炉(High multi5000, Fujidempa Co.Ltd., Osaka, Japan), 在氮气压力 分别为 0.12、 0.32 和 0.52 MPa, 1750℃保温烧结 2 h。 图 1 为多孔陶瓷烧结升温曲线。
图 2 试样线收缩率和气孔率随氮气压力的变化关系 Fig. 2 Shrinkage and porosity of porous Si3N4 ceramic as a function of N2 pressure
第7期
张俊禧, 等: 氮气压力对多孔氮化硅陶瓷显微组织和力学性能的影响
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0.12 MPa 氮气压力烧结的试样收缩为 6.4%, 气孔率 为 49%; 当氮气压力提高到 0.32 MPa 时, 烧结试样 的线收缩率略有降低 , 气孔率增加不明显 , 氮气压 力进一步提高到 0.52 MPa, 烧结线收缩率显著降低, 只有 1.7%, 气孔率大幅提高到 58%。 氮化硅液相烧结由三个阶段组成[10-11]: (1)液相 形成 , 在最初形成液相的作用下发生颗粒重排 , 在 这一阶段 , 陶瓷烧结收缩的速度和程度受液相的体 积 与 粘 度 的 控 制 ; (2)α-Si3N4→β-Si3N4 相 变 阶 段 , α-Si3N4 溶解进入共晶液相, Si-N 生长单元的扩散通 过液相, β-Si3N4 从液相中析出; (3)闭气孔排除阶段。 氮化硅烧结过程的致密化行为受液相性质的控制。 Pollum 等[12]研究发现在 1~2 MPa 的氮气压力下烧 结, 随保温时间延长晶间相中的 N 含量增加, 认为 N2 在烧结过程中溶解, 并进入共晶的液相。更多的 研究[13-14]认为氮气不能溶解进液相, M-Si-O-N 的玻 璃相的形成是由 Si3N4 提供的 N 源, 因此高的氮气 压力抑制了 Si3N4 的分解以及 N 从液相的溢出, 提 高了液相的 N 含量。 由于 SiN 键比 SiO 键具有更 高的配位数和更高的键能, 液相中 N 含量的增加有 助于提高液相粘度。从本实验结果可以看出 , 随着 氮气压力的提高 , 烧结收缩受到了很大的抑制。考 虑到相同成分的样品在不同氮气压力下烧结的收缩 率差异, 可以解释为, 随着氮气压力的提高, 液相中 的 N 含量增加, 液相粘度提高, 导致了致密化的第一 阶段颗粒重排和第二阶段的 α→β 相变的难度增大。
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无 机 材 料 学 报
第 29 卷
多孔氮化硅陶瓷在高低温过滤和透波领域具有 广泛的应用前景[1-4]。由于氮化硅是由极强的共价键 结合 , 固相颗粒很难烧结在一起 , 因此需要添加氧 化物烧结助剂, 与氮化硅及其表面的 SiO2 形成低熔 点的液相 , 在氮气环境下液相烧结 , 这个方法已成 为制备多孔氮化硅陶瓷的常用方法。在液相烧结过 程中, 氮化硅固态颗粒的烧结行为和 α→β 相变以及 β-Si3N4 的生长都与液相的性质密切相关, 大量的研 究围绕氧化物烧结助剂, 包括 MgO、ZrO2[5]以及 Y 和镧系[6-8]的稀土氧化物的使用对多孔氮化硅陶瓷制 备和显微组织影响 , 特别是对棒状晶的发育和生长 的影响。这方面的研究有助于理解氮化硅相变和生 长以及液相在烧结过程中的作用 , 然而氮化硅的相 变和棒状晶的生长发育研究尚无定论。最新研究
第 29 卷 第 7 期 2014 年 7 月 文章编号: 1000-324X(2014)07-0701-05
无 机 材 料 学 报
Vol. 29 No. 7
Journal of Inorganic Materials
Jul., 2014 DOI: 10.3724/SP.J.1077.2014.13531
Key words: Si3N4 nitrogen pressure; aspect ratio
收稿日期: 2013-10-17; 收到修改稿日期: 2013-11-27 基金项目: 国家自然科学基金(51272205,51072157); A3 前瞻计划(51161140399) National Natural Science Foundation of China (51272205,51072157); A3 Foresight Program (51161140399) 作者简介: 张俊禧(1986–), 男, 硕士研究生. E-mail: xzy0030@ 通讯作者: 杨建锋, 教授. E-mail: yang155@
氮气压力对多孔氮化硅陶瓷显微组织和力学性能的影响
张俊禧 1, 徐照芸 1, 王 波 1, 秦 毅 1, 杨建锋 1, 赵中坚 2, 胡 伟 2, 施志伟 2
(1. 西安交通大学 金属材料强度国家重点实验室, 西安 710049; 2. 上海玻璃钢研究院有限公司, 上海 201404) 摘 要: 以 α-Si3N4 为原料, Y2O3 为烧结助剂, 在三种不同的氮气压力(0.12、0.32 和 0.52 MPa)下烧结制备了多孔氮 化硅陶瓷。研究了氮气压力对氮化硅的烧结行为、显微组织和力学性能的影响, 分别通过 SEM 观察显微组织并统 计晶粒的长径比, 通过 XRD 对物相进行分析, 并对烧结试样进行三点弯曲强度测试。随着氮气压力的提高, 多孔 陶瓷的线收缩率降低、 气孔率提高, 这是由于低熔点的液相中 N 含量随氮气压力的提升而增加, 导致了液相粘度提 高, 抑制陶瓷致密化。 随着氮气压力的提高, 组织中的棒状 β-Si3N4 生长良好, 晶粒长径比增大, 其原因是高的液相 粘度抑制了 β-Si3N4 形核, 有利于 β-Si3N4 生长。由于 β-Si3N4 棒状晶的作用, 陶瓷弯曲强度随氮气压力的升高得到 改善, 但是气孔率的升高降低陶瓷的强度。在 0.52 MPa 的氮气压力下烧结的多孔陶瓷气孔率达 58%, 弯曲强度为 140 MPa。 关 键 词: 氮化硅; 氮气压力; 长径比 文献标识码: A
(1. State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Materials, Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049, China; 2. Shanghai FRP Research Institute CO., Ltd., Shanghai 201404, China)
Abstract: Porous silicon nitride ceramic was fabricated by using α-Si3N4 as raw material and Y2O3 as a sintering additive, with nitrogen pressure of 0.12 MPa, 0.32 MPa and 0.52 MPa. Effects of the nitrogen pressure on grain morphology and mechanical properties of the resultant porous Si3N4 ceramics were characterized by SEM, XRD and flexural strength. With the increasing of nitrogen pressure, sintering shrinkage decreased, with a corresponding increased porosity. Due to the increase of nitrogen pressure, the viscosity of liquid phase increased due to increased N solubility, leading to the low densification in the sintering. Fibrous β-Si3N4 grains were developed in the porous microstructure and the grain morphology and aspect ratio were greatly affected by the nitrogen pressures. The high viscosity of the liquid phase in nitrogen at high pressure led to restraining of the β-Si3N4 nucleation, and preferential growth of β-Si3N4. Due to the formation of elongated β-Si3N4, flexural strength of the porous Si3N4 ceramic was improved by the increase of nitrogen pressure, while decreased with the increase of porosity. The porous Si3N4 ceramics with porosity of 58% and flexural strength of 140 MPa were obtained at the nitrogen pressure of 0.52 MPa.
2
2.1
结果与讨论
线收缩率和气孔率
1
1.1
实验方法
试样制备
实验使用 95wt%的 α-Si3N4(D50=0.5 μm,上海安