无压烧结硼化锆基ZrB_2_SiC复相陶瓷的结构与性能
一种zrb2-sic-cf超高温陶瓷复合材料及其制备方法
一种zrb2-sic-cf超高温陶瓷复合材料及其制备方法
ZrB2-SiC-Cf超高温陶瓷复合材料是由ZrB2、SiC和Cf（碳纤维）三种材料组成的复合材料，具有优异的高温性能和机械性能。
该复合材料的制备方法如下：
1. 准备ZrB2、SiC和碳纤维（Cf）粉末。
ZrB2和SiC粉末可以通过化学气相沉积（CVD）或者机械合成等方法制备，碳纤维可以通过碳化处理的有机纤维制备得到。
2. 将ZrB2、SiC和碳纤维粉末按一定比例混合均匀。
可以通过磨混或者球磨等方法进行混合。
3. 将混合粉末放入热压模具中，在惰性气氛下进行热压成形。
热压过程中，热压温度一般在1800-2200℃，热压时间一般为1-2小时，热压压力一般在20-30 MPa。
4. 将热压成形后的坯体进行热处理。
热处理温度一般在1500-1800℃，热处理时间一般为1-2小时。
5. 最后，对热处理后的材料进行抛光和磨削等表面处理，以得到光滑的复合材料。
通过上述制备方法，可以得到ZrB2-SiC-Cf超高温陶瓷复合材料，该材料具有良好的高温抗氧化性能、较高的机械强度和热冲击性能，适用于高温环境下的结构和功能材料应用。
《孔隙率及应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为影响研究》范文
《孔隙率及应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为影响研究》篇一一、引言在先进的高温技术中，陶瓷材料由于其高熔点、出色的高温稳定性和优越的力学性能而显得至关重要。
ZrB2-SiC陶瓷作为其中一种典型的代表，被广泛应用于航空发动机、导弹等领域。
其氧化行为对材料的长期性能和使用寿命有着重大影响。
本篇论文旨在探讨孔隙率及应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响，以期为该类陶瓷的优化设计和应用提供理论依据。
二、材料与方法1. 材料制备本研究所用ZrB2-SiC陶瓷的制备方法采用传统的高温固相反应法，具体包括原材料的选配、混合、压制、烧结等步骤。
2. 测试方法利用扫描电子显微镜（SEM）对样品进行形貌分析，同时使用X射线衍射仪（XRD）分析材料的物相组成。
孔隙率的测量通过阿基米德排水法进行，而应力测量则采用X射线应力测定仪。
在氧化实验中，我们采用了热重分析法和动态氧化的方法。
三、孔隙率对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响1. 孔隙率与氧化速率的关系实验结果表明，随着孔隙率的增加，ZrB2-SiC陶瓷的氧化速率显著提高。
这是由于孔隙的增加为氧气的扩散提供了更多的通道，从而加速了氧化过程。
2. 孔隙率对氧化产物的影响孔隙率的增加也影响了氧化产物的分布和形态。
高孔隙率的样品在氧化过程中形成了更多的氧化物颗粒，且这些颗粒在基体中的分布更为密集。
这些氧化物颗粒可以有效地阻碍氧气的进一步扩散，从而减缓了氧化过程的进行。
四、应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响1. 应力与氧化速率的关系应力对ZrB2-SiC陶瓷的氧化行为也有显著影响。
在相同的氧化条件下，存在应力的样品其氧化速率明显高于无应力的样品。
这是由于应力场的作用使得材料中的缺陷和裂纹增多，为氧气的扩散提供了更多的通道。
2. 应力对材料微观结构的影响应力还会导致ZrB2-SiC陶瓷的微观结构发生变化，如晶粒的破碎、相的转变等。
这些变化都会影响材料的性能和氧化行为。
五、结论本研究通过实验发现，孔隙率和应力对ZrB2-SiC陶瓷的氧化行为有着显著的影响。
添加碳对ZrB2-SiC陶瓷的低温致密化和力学性能影响
( Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ａｎｄ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇꎬ Ａｎｈｕｉ Ｐｏｌｙｔｅｃｈｎｉｃ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬ Ｗｕｈｕ ２４１０００ꎬ Ｃｈｉｎａ)
在非氧化物陶瓷( ＴｉＢ２ 、ＨｆＢ２ 、ＺｒＢ２ 等) 的制备过程中ꎬ粉体的表面氧杂质对其致密化行为产生一定程度 的影响ꎬ表面氧杂质的存在会使烧结过程中的蒸发凝聚机制成为低温下的主导机制ꎬ导致晶粒的粗化ꎬ降低 烧结驱动力ꎬ从而抑制了烧结体的致密化ꎮ 对于纳米 ＺｒＢ２ 粉体ꎬ粉体巨大的表面能使其在空气中很容易发 生表面氧化ꎬ在粉体表面形成一层氧化膜( ＺｒＯ２ 和 Ｂ２ Ｏ３ ) ꎬ而且随着粉体粒径的降低ꎬ表面氧化现象越严重ꎬ 越不利于 ＺｒＢ２ 基超高温陶瓷的低温致密化ꎮ 在 ＺｒＢ２ 粉体中加入还原性的烧结助剂ꎬ可以在烧结过程中起到 除氧的作用ꎬ不仅能抑制烧结过程中的晶粒长大ꎬ而且促进致密化[１１￣１３] ꎮ 目前用于 ＺｒＢ２ 陶瓷主要的还原性 烧结助剂有:含碳类的化合物( 如 Ｂ４ Ｃ、ＷＣ 等) 、碳单质、碳的先驱体( 酚醛树脂) ꎮ 考虑到纳米粉体本身具有 巨大的比表面ꎬ加入颗粒状的含碳类化合物或者碳单质很难使其与粉体表面的氧杂质充分接触反应ꎬ采用碳 的先驱体可以在纳米 ＺｒＢ２ 粉体表面制备一层均匀的碳包覆层ꎮ
基金项目:安徽工程大学引进人才科研启动基金(２０１７ＹＱＱ００９) 作者简介:桂凯旋(１９８９￣) ꎬ男ꎬ安徽省人ꎬ博士ꎬ讲师ꎮ
第８ 期
桂凯旋等:添加碳对 ＺｒＢ２ ￣ＳｉＣ 陶瓷的低温致密化和力学性能影响
１５８５
于传统的微米 ＺｒＢ２ 粉体需要在很高的温度下才能烧结致密化ꎬ使得用于 ＺｒＢ２ 陶瓷的多种增韧手段( 如碳纤 维增韧、碳纳米管增韧以及石墨烯增韧等) 因增韧相与超高温陶瓷粉体或其中的杂质在高温下发生化学反 应而受到限制[５￣１０] ꎮ 因此ꎬ通过降低 ＺｒＢ２ 陶瓷的烧结温度抑制增韧相与陶瓷相的化学反应可以拓宽该类材 料增韧相的选材范围ꎮ 同时ꎬ实现 ＺｒＢ２ 陶瓷的低温致密化也可达到细化晶粒ꎬ提升力学性能的目的ꎮ
ZrB_2_ZrO_2陶瓷的抗热震和抗氧化性能
ZrB2–ZrO2陶瓷的抗热震和抗氧化性能宋建荣，李俊国，沈强，宋杰光，张联盟(武汉理工大学，材料复合新技术国家重点实验室，武汉 430070)摘要：通过沉淀法制备了纳米ZrO2包覆ZrB2颗粒的ZrB2–ZrO2复合粉体，采用放电等离子烧结技术，在30MPa，1900℃保温10min烧结得到ZrB2–ZrO2复相陶瓷。
研究了ZrO2含量对复相陶瓷抗热震和抗氧化性能的影响。
将ZrB2–ZrO2复相陶瓷在1000℃保温5min，然后急冷进行循环热震评价，对其在1200℃空气环境下进行抗氧化性能的评价。
结果表明：随着ZrO2含量的增加，抗热震性能明显提高，抗氧化性能得到明显改善，氧化质量增加迅速下降。
材料的氧化过程分为2个阶段：第一阶段形成氧化层，氧化质量增加明显；第二阶段由于氧化层的存在，氧化质量增加速率减缓。
ZrB2–ZrO2复相陶瓷的表面氧化层较纯ZrB2陶瓷表面氧化层致密且结合强度大。
关键词：硼化锆；氧化锆；包覆；放电等离子烧结；抗热震；抗氧化中图分类号：TQ174 文献标识码：A 文章编号：0454–5648(2008)05–0663–05THERMAL SHOCK AND OXIDATION RESISTANCES OF ZrB2–ZrO2 CERAMICSSONG Jianrong，LI Junguo，SHEN Qiang，SONG Jieguang，ZHANG Lianmeng(State Key Laboratory of Advanced Technology for Materials Synthesis and Processing,Wuhan University of Technology, Wuhan 430070, China)Abstract: A ZrB2–ZrO2 composite powder was prepared by deposition ZrO2 method on a ZrB2 particle surface, and then ZrB2–ZrO2 ceramic material was prepared by spark plasma sintering at 1900, 30℃MPa for 10min. The thermal shock and oxidation resistance properties of ZrB2–ZrO2 ceramics were investigated. The thermal shock property of ZrB2–ZrO2 ceramics was determined by a circu-lation method of heating at 1000 for 5℃min and cooling to room temperature in air. The oxidation resistance property of ZrB2–ZrO2 ceramic was determined by measuring the mass increase after heat treatment in air at 1200 for 10℃min per cycle. The results show that the thermal shock and oxidation resistance properties of ZrB2–ZrO2 composite ceramics were better than those of pure ZrB2 ceramics. During the oxidation process of this material, first the oxidation layer is formed, and then it can diminish further oxidation. The oxidation layer on the surface of ZrB2–ZrO2 composite ceramics is more densification and has larger binding strength than that of pure ZrB2 ceramics.Key words: zirconium boride; zirconia; coating; spark plasma sintering; thermal shock; oxidation resistanceZrB2材料是目前新材料领域重点研究和开发的一种新型高温结构材料，由于具有熔点高、硬度高、导电性好等优点而成为理想的航空航天(飞机鼻锥帽和机翼前缘的热防护系统等)及其它工业领域的高温材料。
放电等离子烧结工艺对ZrB_2-YAG陶瓷力学性能的影响
的高温蠕变特性 ， 目前所知抗蠕变性能最好的氧化 是 物材料 。 其强度和韧性可 以保持在其熔点附近而不降
低。 Ａ Ｙ Ｇ直到 １０ ℃时断裂应力变化都不大。Ｙ Ｇ ６０ Ａ 还具有很好的化学稳定性 ， 几乎不被酸碱腐蚀。Ｙ Ｇ Ａ
收稿 日期 ： ０— ０ ２ ２ ９ １－ ３ ０
体（ １ 图 ） 装入石墨模具并放入 Ｓ Ｓ烧结炉中， Ｐ 真空度
小 于 ２Ｐ ， ０ ａ加压 ， 升温 速 度 为 １０ ｒ ｎ进 行烧 结并 ０ ℃／ｉ ａ
基金项 目： 江西省教育厅青年科学基金项 目（ 号： Ｊ ９９）江西省高校省级教改项 目（ 编 Ｇ Ｊ ５５， ０ 编号 ： Ｊ 一９ １— ）九江学院大学生 自 Ｊ Ｇ ０— ７６ ， Ｘ 主创新性实验
的候选材料之一 。 虽然 ＺＢ 具有优 良的物理特性和化学稳定性而 ｒ
应用于许多领域 ，但是 ＺＢ 难 以烧结致密和在高温 ｒ。
条件下容易被氧化。 为了充分发挥 ＺＢ 的优点， ｒ。 改善 ＺＢ 的缺点 ，本文采用共沉淀法制备 Ｙ Ｇ前驱体 ｒ Ａ Ａ （ Ｈ Ｙ（Ｈ 。 １Ｏ ） Ｏ ）包覆 ＺＢ 粉 体 ， 一 ｒ 最终 得到包覆式
摘
要
ＺＢ 具有优 良的物理特性和化学稳定性而应用于许多领域 ， ｒ 但是 ＺＢ 难 以烧结致密和在高温条件下容易被 氧化 。为了充分 ｒ
发挥 ＺＢ 的优点 ， ｒ 改善 ＺＢ 的缺点 ， 文采用共沉淀法制 备壳核式 Ａ２ｒ 。： ｒ。 ｒ。 本 ｌ ＹＯ ＺＢ 复合粉 体 ， （ ） Ｊ 通过放 电等离子烧结法制备高致
定性 、 捕集 中子、 阻燃 、 耐热 、 耐腐蚀和轻质等特殊性
质， 因此 ， 应用领域非常广泛【１ＺＢ 熔点高 ， ｌ。 ｒ。 ＿ ２ 难以烧 结致密， ＺＢ 的烧结需要 ２ ０ ℃以上的高温。如 纯 ｒ ３０ 何提高 ＺＢ 陶瓷的致密度一直是一个研究的重点 。 ｒ 近年来国内外诸多学者对二硼化锆复合材料的烧结
ZrB2-ZrO2陶瓷基复合材料的组织结构及相变特性
中国科技 论文在线 Ｓ Ｅ ＣＥ Ａ Ｅ ＬＮ ＣＩＮ Ｐ Ｐ Ｒ ＯＮ ＩＥ
Ｖ１ Ｎ ｏ５ Ｏ ． ４
Ａｐ．０ ０ ｒ２ １
ＺＢ ．ｒ ２ ｒ ２ Ｏ 陶瓷基 复合材料 的组织结 构及相变特性 Ｚ
乔 英 杰 ，刘 爱 东 ，刘 莹莹
Ａｂｓｒ ｃ ：Ｚｒ － Ｏ ２ｃ ｒ ｍ ｉ ａ ｒｘ ｃ ｔａ ｔ Ｂ２Ｚｒ ｅ ａ ｃ ｍ ｔｉ ｏｍ ｐ ｓｔ ｓｗ ｅ ｅ ｐ ｅ ａ ｅ ｙ ｈｏ － ｅ ｓｎ ｅｈｏ ｎｄ ｒｔ ｏ ｄｉｉ ｎ ｏ － ｏ ｉｅ ｒ ｒ ｐ ｒ ｄ ｂ ｔｐｒ ｓ ｉ ｇ ｍ ｔ ｄ ｕ ｅ ｈｅｃ ｎ ｔｏ ｆ － １ ８ ０ ＊ ３ Ｐａ６ ｎ ５ Ｃ／ ０ Ｍ ／ ０ ｍｉ ．ＸＲＤ ｎ ａ ｄ ＳＥＭ ｒ ｓ ｄ ｔ ｎ ｌ ｚ ｈ ｈａ ｅｖａ ａｉｎ ａ ｄ ｍ ｉｒ ｓｒ ｃｕ ｅ ｗｅ ｅ ｕ ｅ ｏ ａ ａｙ ｅ ｔ ｅ ｐ ｓ ｒ ｔ ｉ ｏ ｎ ｃ ｏ ｔｕ ｔ ｒ ．Ｔｈ ｅ － ｉｔ ｒ ｅｐｏｎ
Ｑ ａ ｉ ｊ ，Ｌｕ ｄｎ ，ＬｕＹｎ ｙｎ ｉｏ ｎ ｉ Ｙ ｇ ｅ ｉＡｉ ｇ ｉ ｉ ｉ ｏ ｇ ｇ （ ｏｌ ｅ ｆ ｔ ｉｌ ｃ ｎｅ ｎ ｈｍｉ ｌ ｎ ｉｅｒ ｇ Ｈ ｒｉ ｎ ｉ ｅｉ ｎｖｒｉ ， ｒｉ １ ００ ， ｈｎ ） Ｃ ｌｇ Ｍａｅ ａ Ｓ ｉ ｃ ｄＣ ｅ ｃ ｇｎ ｅｉ ， ａｂｎ ｇｎ ｒ ｇＵ ｉ ｓｔ Ｈａｂｎ ０ Ｃ ｉａ ｅ ｏ ｒ ｅ ａ ａＥ ｎ Ｅ ｅ ｎ ｅ ｙ ５ １
变使得材料 的韧性随 中图分类号 ：Ｔ ３ ２ Ｂ ３
含量的增多而逐渐增加，起到了相交韧化的效果。 文献标识码 ：Ａ 文章编号 ：１ ７ —７ ８ （０ ００ ６ ３ １０２ １）４—０ ８ —４ ２３
ZrB2高温陶瓷钎焊接头的界面组织和性能
ｇ ｏ ｉ ｔ ｈ ｅ ｔ ｒｏ ｈ ｏｎ ；ｔ ｅｖ ｌｍ ｅａ ｄ ｑ ａ ｔｔ ｆＴｉ Ｚ Ｃ ｗｅｅｏ ｖｏ ｓｙ ｇ ｏ ｎ ｎ ｔ ｒ ｗ ｎ ｏ ｔ ｅｃ ｎ ｅ ｆｔ ｅｊｉ ｔ ｈ ｏｕ ｎ ｕ ｎ ｉ ｏ Ｃ＋ ｒ ｒ ｂ ｉｕ ｌ ｒ ｗｉｇ ａ ｄ ｉ ｙ
ｇｒ ｗｉ ｇ ｇｒ ｄ ｌｙ；ｔ ｏｌ ｍ ｅａ ａ ｉｙ ｏｆＴｉＳ ３ Ｚｒ ｒ ｌｏ ｇｒ ｗｉ ｇ ｇ ａ ａ ｌ ｎｄ ｉ ｇ ｏ ｎ ａ ｕａ ｌ ｈｅｖ ｕ ｎｄ ｑｕ ｎｔｔ ５ ｉ ＋ ２ ｗｅ ｅ ａ ｓ ｏ ｎ ｒ ｄｕ ｌｙ ａ ｔｍｉ ｈｔ Ｓｉ
Ｚ Ｂ 高 温 陶瓷 钎 焊 接 头 的界 面 组 织 和性 能 ｒ
７ ３
Ｚ Ｂ 高 温 陶 瓷 钎 焊 接 头 的 界 面 组 织 和 性 能 ｒ２
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ZrB2系陶瓷材料引入与ZrB2系超高温陶瓷的制备.
陶瓷在ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ空中的应用一
当探险家找到沉没在大西洋底的泰坦尼克号时，他们发 现船身锈迹斑斑，许多部件开始散架，已经很难打捞，于是， 他们把目光投向了船上那些完好无损的中国古瓷器。如今， 古老的陶瓷又焕发了新的生命，它们的目的地将在太空。一 种名叫碳化硅的陶瓷材料开始应用在一批航天器上，引起了 一场空间望远镜减重的革命。
陶瓷材料
陶瓷材料是金属和非金属元素间的化合物， 最具代表性的陶瓷材料大多是氧化物、氮化 物和碳化物等。常见陶瓷材料大多是由黏土 矿物、水泥和玻璃所组成的陶瓷，这些材料 是典型的电和热的绝缘体，且比金属和高分 子更耐高温和腐蚀性环境。
陶瓷的基本性能
（1） 陶瓷的机械性能
刚度：陶瓷的刚度由弹性模量衡量，弹性模量反映 结合键的强度，所以具有强大化学键的陶瓷都有很 高的弹性模量，是各类材料中最高的，比金属材料 高若干倍，比高聚物高2~4个数量级。
作为增强体的连续纤维 主要有硼纤维、SiC和 C纤维；Al2O3纤维通 常以短纤维的形式用于 MMC中。
MMC的SEM照片
MMC虽强度和弹性模量（刚度）增加，但塑 性和韧性因使用陶瓷纤维而有所降低。这在 一定程度上限制了MMC的应用范围。
“哥伦比亚”号航天飞机 左侧机翼表面阻热材料上形成的裂纹
除了作为航天飞机的阻热材料，超高温陶瓷在
航空航天领域的应用还包括作为超音速飞机的耐热 保护材料、火箭和各种高速飞行器的燃料喷嘴。飞 机在超音速飞行时会与空气发生摩擦，并产生很高 的温度，超高温陶瓷具有良好的耐热能力，可以避 免高温对飞机内部结构产生破坏。火箭要克服地球 引力获得高速飞行，必须具有强大的推进能力，所 以在燃料喷嘴部位必然存在极高的燃烧温度，而一 般的材料难以满足这种应用需求，这正是超高温陶 瓷的用武之地。
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无压烧结硼化锆基ZrB 2-SiC 复相陶瓷的结构与性能周长灵1 程之强1 王英姿2 高冬云1 孙成功1 陈达谦1(1山东工业陶瓷研究设计院,淄博 255031;2济南大学材料科学与工程学院,济南 250022)摘 要:以钇铝石榴石-Y A G 为烧结助剂,通过无压烧结制备了ZrB 2-SiC 复相陶瓷。
研究了烧结助剂含量对烧结材料力学性能和显微结构的影响,材料的显微结构由扫描电镜SEM 及其能谱分析EDS 测定。
研究结果表明,烧结助剂(Y A G )和原料中的杂质形成玻璃相填充在晶界上,显著促进了硼化锆基ZrB 2-SiC 复相陶瓷的致密化。
关键词:无压烧结;ZrB 2-SiC ;力学性能;结构作者简介:周长灵(1978～),男,本科,助工1主要从事陶瓷及其复合材料的研究1 ZrB 2陶瓷具有高熔点、高硬度、良好的导电性以及良好的中子控制能力等特点,因而在高温结构陶瓷材料、耐火材料、电极材料以及核控制材料等领域中引起了人们的广泛重视。
尤其是当今火箭、导弹技术的高速发展,对硼化锆基陶瓷类的高温结构材料需求更为迫切。
ZrB 2熔点为3040℃,因为氧化可生成粘流态B 2O 3保护层而具有优异的低温抗氧化性,但在1100℃以上,B 2O 3蒸发较快,大大降低了氧阻挡效果,抗氧化性能有所下降[1];当温度接近B 2O 3的沸点1860℃时氧化物膜中存在大量孔隙,大空洞以及缺陷成为氧进入的通道,抗氧化性能急剧下降。
因此,1800℃以上使用ZrB 2必须进行填料改性以提高抗氧化性能。
适当添加SiC 可提高ZrB 2高温的抗氧化性能,生成的氧化物外层是富-SiO 2玻璃,内层是富-ZrO 2氧化层,由于外层的玻璃相具有很好的表面浸润性和愈合性能,而生成的富-ZrO 2氧化层[2](熔点2690℃,热导率213W/(m ・K ))更是一种典型的热障层,能有效地阻止外部热量向材料内部扩散,因此提高了高温抗氧化性能,可在2200℃以上使用[3]。
由于ZrB 2属六方结构,B —B 之间形成很强的共价键,导致B —B 之间的结合力相当大;同时SiC 又是一种共价键性极强的化合物,Si —C 之间存在强烈的共价键作用,因此ZrB 2和SiC 的烧结活性很低[4,5],通常采用热压或热等静压工艺进行致密化烧结。
本文以Y AG 为烧结助剂,通过无压烧结制备了ZrB 2-SiC 复相陶瓷,使材料致密化达9711%T 1D 。
材料的显微结构由SEM 及其能谱分析测定,在此基础上,研究了烧结助剂质量分数对烧结材料力学性能和显微结构的影响。
1 实验将分析纯Y (NO 3)3・6H 2O ,Al (OH )按摩尔比3∶5称量混合后,于1600℃合成YA G ,经快速球磨后,烘干过筛,得YA G 烧结助剂。
以市售ZrB 2和SiC 为基本原料,快速球磨引入YA G 烧结助剂,混匀烘干后,干压并经200MPa 等静压成型,于1800℃无压Ar 气氛保护烧结,保温2h 。
各组分的含量见表1。
表1 加烧结助剂的Z rB 2-SiC 试样组成T ab.1 Composition of Z rB 2-SiC samples with additivesw /%样品ZrB 2SiC YA G ZrB 2-SiCZrB 2-SiC -3%YA G ZrB 2-SiC -6%YA G ZrB 2-SiC -9%YA G ZrB 2-SiC -12%YA G ZrB 2-SiC -15%YA G80808080808020202020202003691215 用Archimedes 法测定烧结后试样的密度。
用X 射线衍射仪测试试样的相组成。
通过扫描电镜(SEM )和能量色散谱(EDS )对试样的微观结构和组成进行分析。
试样抛光后用压痕法测试其断裂韧性及洛氏硬度HRA 。
将试样加工成3mm ×4mm ×36mm 尺寸的试条进行弯曲强度的测试。
2 结果与讨论211 材料的烧结机理二硼化锆(ZrB 2)和碳化硅(SiC )是共价性化合物,而且它们的自扩散系数很低,致密化所必需的体积扩61散、晶界扩散速度以及烧结驱动力很小,只有当烧结温度很高时,原子迁移才有足够的速度。
这决定了制备硼化锆基材料不能靠固相烧结达到致密化,只有采用添加烧结助剂来制备硼化锆基陶瓷材料,利用液相烧结原理[6]进行致密化烧结。
高温时烧结助剂与硼化锆、碳化硅粉末表面的含氧化物(例如:SiO 2,B 2O 3等)生成低温共熔相(YA G -SiO 2-B 2O 3)。
同时起始粉末中的杂质也溶解在溶液中。
如果此时有足够的液相,且液相粘度足够小,会发生颗粒重排过程。
这个过程主要受颗粒形状、尺寸以及玻璃相的量和粘度影响。
由于硼化锆、碳化硅粉末颗粒形貌为近似球形,有利于重排过程进行,且起始粉末中的氧化物杂质会溶解在玻璃相中,降低了玻璃相的粘度,增加了玻璃相的流动性,从而使硼化锆系材料重排速率增加。
图1是ZrB 2-SiC -9%YA G 试样的XRD 物相分析。
由图可知:烧结体中的晶相只有ZrB 2和SiC ,而没有YA G 的峰出现。
由此可知试样的显微结构主要由ZrB2和SiC 2种晶粒组成,YA G 和杂质已形成液相填充在晶界上和空隙中,为坯体致密化创造了条件。
图1 Z rB 2-SiC -9%YAG 试样的XR D 图谱Fig 11 XR D pattern of Z rB 2-SiC -9%YAG312 显微结构图2是试样的断口SEM 形貌图片。
表2是图2中所标产物的EDS 结果。
由SEM/EDS 分析可知,试样的显微结构以较大的硼化锆(p1,p2,p3)晶粒为主,较小SiC (p5,p6)晶粒均匀分布在硼化锆晶隙间,烧结助剂YAG 与硼化锆、碳化硅粉末表面的氧化物(例如:SiO 2,B 2O 3)形成玻璃相填充在晶界上。
图2 Z rB 2-SiC -9%YAG 试样的显微结构分析图Fig 12 SEM photograph of Z rB 2-SiC -9%YAG表2 图2中所标产物的化学组成T ab.2 Chemical composition of products m arked in f ig 12w /%试样编号ZrB 2SiC Y 2O 3Al 2O 3B 2O 3SiO 2p1p2p3p4p5p676136100100100100011221183142311101000100012776112781691017501000100531501114181558111010001004013681626145111201000100210811131176015501000100316701541113 ZrB 2-SiC ,ZrB 2-SiC -3%YA G ,ZrB 2-SiC -9%YA G ,ZrB 2-SiC -15%YA G 试样的断口SEM 形貌图片示于图3。
由图中可以看出,ZrB 2-SiC 试样空洞较多,SiC 颗粒异无长大,材料的断裂方式为沿晶断裂;添加YA G 的ZrB 2-SiC -3%YA G 和ZrB 2-SiC -9%YA G 试样晶粒均匀而致密,SiC 形成小球状颗粒分布在ZrB 2晶隙间,尤其从ZrB 2-SiC -9%YA G 试样显微结构看,材料的断裂方式出现了贝壳状穿晶断裂(见图2,图3(c ));而添加YA G 较多的ZrB 2-SiC -15%YA G 试样的颗粒显著长大,缺陷增多。
陶瓷材料细晶粉末聚集体在高温加热下出现晶粒生长是陶瓷材料烧结时的普遍现象。
烧结过程中,材料晶粒尺寸的长大显然是某些晶粒收缩或消失的结果,晶粒生长的驱动力是细晶粒和大晶粒之间的能量差,这一能量差是界面面积的减少和总的界面能降低所引起的。
当加入烧 (a )ZrB2-SiC (b )ZrB 2-SiC -3%YA G (c )ZrB 2-SiC -9%YA G (d )ZrB 2-SiC -15%YA G图3 不同试样的断口SEM 形貌Fig 13 SEM photographs of different samples71结助剂后,烧结助剂和其它杂质高温下转化为液相,液相润湿并包裹ZrB 2,SiC 晶粒,使烧结过程中颗粒重排较容易进行,加速了物质的传递过程,有利于材料的烧结致密化,当烧结助剂增多时,形成的液相量增多,这样传质速率增大,促进了晶粒的生长,同时由于充足的液相可以填充气孔,促进了致密化(见图3(c ),晶粒分布均匀而致密,并且出现了明显穿晶断裂),提高了材料的性能。
但当液相增到一定程度时,晶粒的生长发育较快,容易形成尺寸较大的晶粒,随着晶粒的长大和粗化,晶粒交错,将出现更多的显微孔洞和缺陷(见图3(d ),晶粒粗大,晶粒上和晶粒间缺陷明显),从而降低了材料的性能。
313 材料的烧结性能和力学性能无压烧结ZrB 2-SiC 体系的相对密度和洛氏硬度与不同烧结助剂质量分数的关系示于图4。
材料的弯曲强度和断裂韧性随烧结助剂质量分数的变化示于图5。
由图4可以看出在添加烧结助剂的ZrB 2-SiC 体系中,烧结试样的密度较ZrB 2-SiC 有显著提高,同时当YA G 的质量分数为9%时出现极大值,相对密度达9711%T 1D ;而材料的洛氏硬度与其密度表现出相似的变化规律,其中ZrB 2-SiC -9%YA G 试样的洛氏硬度达到88HRA 。
我们知道,材料的宏观硬度受材料本征硬度和空隙度的影响。
降低材料的空隙度有助于提高其宏观硬度。
由图5可知,烧结试样的弯曲强度受烧结助剂质量分数的影响较大,添加烧结助剂后的试样较ZrB 2-SiC 有较大幅度的提高,而断裂韧性则影响较小;当YA G 的质量分数为9%时材料的弯曲强度和断裂韧性出现极大值分别为296MPa 和516MPa ・m 1/2。
图4 相对密度和洛氏硬度与YAG 质量分数的关系Fig 14 R elative density and hardness vs YAG contents图5 弯曲强度和断裂韧性与YAG 质量分数的关系Fig 15 B ending strength and fracture toughness vs YAG contents3 结论(1)显微结构主要由ZrB 2,SiC 晶粒组成,YA G 与ZrB 2,SiC 粉末表面的氧化物形成玻璃相填充在晶界上。
(2)一定的烧结助剂YA G 能明显促进ZrB 2-SiC复相陶瓷晶粒长大和致密化程度的提高,但是烧结助剂过多会给材料增加缺陷,不利于材料性能提高。
(3)在无压烧结ZrB 2-SiC 复相陶瓷中加入一定量的YA G 可显著提高材料的烧结性能、宏观硬度和弯曲强度同时保持了较高的断裂韧性。