MoSi2-再结晶SiC复合材料的高温抗氧化性能及氧化机理

在SiC粉中添加MoSi2粉,采用模压成型、无压烧成方法制备MoSi2-再结晶SiC（RSiC）复合材料。利用扫描电子显微镜、X射线衍射和等温氧化法研究复合材料的高温抗氧化性能及氧化机理。结果表明,所得复合材料中SiC为6H型,部分MoSi2转变为六方结构M04.8Si3Co6,添加MoSi2前后样品的氧化产物均为方石英,样品表面生成的氧化膜形貌相似。氧化过程中样品质量变化与时间关系遵循抛物线规律,随MoSi2添加量增加,复合材料的抗氧化性能显著提高,其中,添加20％（质量分数）MoSi2所得复合材料在1500℃循环氧化100h后质量增加量仅为未添加MoSh样品的37％。当MoSi2添加量为10％时,复合材料的抗氧化性能随样品烧成温度的升高先提高后降低,2300℃烧成所得材料有较好的高温抗氧化性能,其氧化速率常数为0．99mg^2／（cm^4·h）。在氧化初始阶段,M04.8Si3C06和MoSi2首先发生氧化反应,随氧化时间增加,M04.8Si3Co6和MoSi2消耗殆尽,此后的氧化则主要为M05Si3和SiC的氧化。Si02膜的致密性和膜厚度与膜中M05Si3的含量有关。     

C/C复合材料SiC-MoSi2-WSi2抗氧化涂层的制备及性能研究

为提高C/C复合材料的高温抗氧化性能,以聚碳硅烷(PCS)浸渍裂解法和Si,Mo,W粉浆料刷涂反应法在C/C复合材料表面制备SiC-MoSi2-WSi2复合涂层,借助X射线衍射仪、扫描电镜等分析手段,对涂层的微观形貌、组织结构及物相进行分析研究,优化涂层制备工艺,考察了涂层的高温抗氧化性能,分析了抗氧化机理.制备的SiC-MoSi2-WSi2复合涂层厚度200 μm左右,主要由SiC,MoSi2,WSi2构成.1500℃氧化试验结果表明复合涂层的静态氧化失重率较SiC单层涂层降低50％以上,较大地改善了C/C复合材料的抗氧化性能.     

炭／炭复合材料SiC／Mo（Six，Al1-x）2涂层形成机理与抗高温氧化性能

采用高温包渗技术在炭／炭复合材料表面制备了SiC／Mo（Six,Al1-x）2复合涂层,采用两步反应法研究了复合涂层的生成机理。发现复合涂层是由Si、Al2O3、SiC、MoSi2原始粉末材料与基体炭材料经过复杂化学反应生成的SiC、Mo（SixAl1-x）2以及微量Mo4．8Si3C0．6固溶体组成。在较低温度下（〈1750℃）,单质硅与基体碳的液-固相反应,经过2小时后可以在炭／炭复合材料表面和内部孔隙表面生成致密的SiC过渡涂层;在较高温度下（≤2000℃）,SiC、Al2O3和MoSi2间的反应较为复杂,其主要过程为SiC与Al2O3间生成液体硅、液体铝和气态SiO、Al2O的多相反应,该反应生成的液体铝能够与MoSi2颗粒发生置换反应,生成熔点降低的Mo（Six,Al1-x）2转移涂层;同时,生成的液体硅与CO反应生成晶须状β—SiC,并与Mo（Six,Al1-x）2形成增强型复合涂层。本文还研究了过量单质Si和SiC对Mo（Six,Al1-x）2的还原反应,化学反应推论与实验结果相吻合。以新提出的涂层生成机理为指导,以粉末原料质量组成为Si10％,Al2O3 10％,SiC54％和MoSi226％时所制得了致密并且无粘结的复合涂层材料,并研究了封孔处理后复合材料的抗氧化性能。     

添加MoSi2对SiC材料氧化性能的影响

以SiC为主要原料,加入10%～30%(体积)的MoSi2,并添加少量的AlN和Y2O3,热压烧结制备SiC复合材料,评价了热压烧结SiC及其复合材料在1 300～1 500℃的氧化性能。研究发现,虽然烧结剂对材料整体的氧化动力学有所影响,但添加MoSi2仍然可以改善SiC的抗氧化性。     

MoSi2和(Mo,W)Si2涂层的宽温域氧化过程

采用包渗法在Mo及Mo?W基体上分别制备MoSi2及(Mo,W)Si2涂层,研究了W掺杂对MoSi2涂层抗氧化性能的影响规律和作用机理。结果表明,W元素固溶到MoSi2涂层中,形成(Mo,W)Si2固溶体,涂层微观结构更加致密化。在1600℃高温下静态氧化,(Mo,W)Si2涂层抗氧化失效时间长达70 h,1200℃下氧化1000 h仍具有良好的防护性能,抗氧化性能大幅提升。加入W元素阻碍了Si元素与基体间的扩散反应,降低了涂层中Si元素的消耗速率,显著增强了(Mo,W)Si2涂层抗高温氧化性能。在500℃低温下静态氧化50 h,与MoSi2涂层相比,(Mo,W)Si2涂层氧化产生明显的“Pest”现象,涂层严重粉化失效。加入W元素降低了涂层中Si元素的扩散速率,导致低温下涂层表面无法形成致密氧化层,加剧涂层的快速氧化。     

SiC/Si-MoSi2抗氧化涂层的制备及性能研究

为了提高石墨材料的抗氧化性,在石墨表面制备SiC/Si-MoSi2抗氧化涂层。首先以Si粉为原料,采用液硅渗透法制备SiC内层;然后以Mo粉和Si粉为原料,配制成m(Mo)∶m(Si)分别为1∶5、1.5∶5、2∶5和2.5∶5的料浆,采用料浆烧结法制备Si-MoSi2外层。利用SEM和EDS分析SiC/Si-MoSi2涂层于1400℃氧化前后的结构及组成。结果表明,料浆的Mo粉和Si粉配比对涂层的抗氧化性能有很大影响,当m(Mo)∶m(Si)=2∶5时,涂层具有最佳的抗氧化性能,且表现出长时间的抗氧化能力。     

水热温度对SiC-C/C复合材料表面水热电泳沉积SiCn-MoSi2复合抗氧化涂层的影响

采用水热电泳沉积法在SiC–C/C复合材料表面制备了纳米碳化硅和二硅化钼的复相(SiCn–MoSi2)抗氧化涂层。采用X射线衍射和扫描电子显微镜等对制备涂层的晶相组成、表面及断面微观结构进行了表征。研究了水热温度对制备涂层的结构及高温抗氧化性能的影响,分析了涂层在1 600℃静态氧化行为及失效机理。结果表明:外涂层主要由MoSi2和β-SiC晶相组成。复相外涂层的致密程度、厚度及抗氧化性能随着水热温度的升高而提高。SiCn–MoSi2/SiC复合涂层具有较好的抗氧化和抗热震能力,在1 600℃氧化80 h后氧化质量损失为3.6×10–3 g/cm2。复合涂层在1 600℃的氧化失效主要是由于经过长时间氧化后SiO2玻璃膜层不能及时有效填补涂层中的缺陷,涂层中出现贯穿性的裂纹和孔洞导致的。     

炭/炭复合材料MoSi2/SiC抗氧化涂层的研究

采用包埋法制备C／C复合材料抗氧化MoSi2／SiC梯度涂层，同时对抗氧化涂层的形成、组织结构以及抗氧化性能与渗料的关系和抗氧化机理进行了研究。结果表明：采用包埋法制备的C／C复合材料抗氧化MoSi2／SiC梯度涂层致密，但有少量裂纹，涂层有良好的抗氧化效果。当Si与SiC保持一定的比例时，渗料中MoSi2的含量为50％时，涂层具有最好的抗氧化效果；当MoSi2与SiC保持一定的比例时，渗料中Si的含量为20％时，涂层具有最好的抗氧化效果。     

掺碳SiC颗粒对MOSi2复合材料性能的影响

研究分析了掺碳SiCp/MoSi2复合材料的相组成、室温和高温力学性能、高温抗氧化性能、耐磨性能以及电阻率.结果表明(SiCp+C)/MoSi2复合材料主要由MoSi2,α-SiCp,Mo5Si3和β-SiC组成.材料的密度和相对密度分别为5.12g/cm3和91%;Vickers硬度,抗弯强度和断裂韧性分别为12.2GPa,530MPa和72MPa.m1/2;800℃的Vickers硬度为8.0GPa,1200℃和1400℃的抗压强度分别为560MPa和160MPa.材料的抗氧化性能优良.在Al2O3和SiC磨盘上表现出优异的耐磨性能.电阻率为40.2μΩ.     

水热温度对SiC–C/C复合材料表面水热电泳沉积SiCn–MoSi2复合抗氧化涂层的影响

采用水热电泳沉积法在SiC–C/C复合材料表面制备了纳米碳化硅和二硅化钼的复相(SiCn–MoSi2)抗氧化涂层。采用X射线衍射和扫描电子显微镜等对制备涂层的晶相组成、表面及断面微观结构进行了表征。研究了水热温度对制备涂层的结构及高温抗氧化性能的影响,分析了涂层在1 600℃静态氧化行为及失效机理。结果表明:外涂层主要由MoSi2和β-SiC晶相组成。复相外涂层的致密程度、厚度及抗氧化性能随着水热温度的升高而提高。SiCn–MoSi2/SiC复合涂层具有较好的抗氧化和抗热震能力,在1 600℃氧化80 h后氧化质量损失为3.6×10–3 g/cm2。复合涂层在1 600℃的氧化失效主要是由于经过长时间氧化后SiO2玻璃膜层不能及时有效填补涂层中的缺陷,涂层中出现贯穿性的裂纹和孔洞导致的。     

金属Si／Al在Si2ON2结合SiC材料中抗氧化性初探

借鉴“塑性相成型的原理”及“过渡塑性相工艺”,在制备Si2ON2结合SiC材料中加入不同质量百分比的金属硅粉、铝粉,研究采用埋炭烧成工艺,高火保温数小时烧成后试样经不同时长热处理后的高温氧化性能,并通过XRD检测结果分析试样抗氧化性能。结果表明：试样添加金属硅粉、铝粉后在氧化初期以界面反应为主,随着氧化膜的逐步生成,氧的扩散过程占主导地位,试样中金属硅、铝颗粒的在成型、烧成过程中的作用,使得试样抗氧化性能得到改善。     

MoSi_2-SiC复合材料的制备及抗热震性能研究

为了提高重结晶SiC材料的性能,先以高纯SiC为原料,水溶性树脂为结合剂,经混练、成型、烘干、烧成(真空,2 400℃保温2 h)后得到重结晶Si C试样;再用物质的量比为2 1的混合均匀的Si粉和Mo粉将放置于石墨坩埚内的重结晶Si C试样掩埋,在真空、2 000℃保温5 h制备出致密MoSi_2-SiC复合材料,研究了溶渗法制备的MoSi_2-SiC复合材料的性能。结果表明:Mo Si_2-SiC复合材料中主相为Si C,还含有10%(w)的Mo Si_2和3%(w)的Mo_5Si_3相,材料的致密度显著提高,抗热震性能显著优于Si_3N_4结合Si C和重结晶Si C材料的。     

掺碳SiC颗粒对MoSi_2复合材料性能的影响

研究分析了掺碳SiCp/MoSi2 复合材料的相组成、室温和高温力学性能、高温抗氧化性能、耐磨性能以及电阻率 .结果表明 :(SiCp+C) /MoSi2 复合材料主要由MoSi2 ,α -SiCp,Mo5Si3和 β -SiC组成 .材料的密度和相对密度分别为 5.1 2 g/cm3和 91 % ;Vickers硬度 ,抗弯强度和断裂韧性分别为 1 2 .2GPa ,530MPa和 7.2MPa·m1 / 2 ;80 0℃的Vickers硬度为 8.0GPa ,1 2 0 0℃和 1 40 0℃的抗压强度分别为 560MPa和1 60MPa .材料的抗氧化性能优良 .在Al2 O3和SiC磨盘上表现出优异的耐磨性能 .电阻率为 40 .2 μΩ·cm .与非增强MoSi2 相比 ,材料的各种力学性能有大幅度的提高     

滑动速率对La2O3–MoSi2与SiC摩擦副的高温摩擦磨损行为的影响

在XP-5高温摩擦磨损试验机上考察了La2O3–MoSi2与SiC摩擦副在1 000℃、30 N载荷以及不同滑动速率下的摩擦磨损行为。利用扫描电子显微镜和X射线衍射仪分析了La2O3–MoSi2复合材料和SiC的磨损表面形貌与相组成。结果表明:La2O3–MoSi2与SiC摩擦副的摩擦因数随滑动速率的增加而减小,在滑动速率为0.084 m/s时,La2O3–MoSi2复合材料磨损率最大;0.126 m/s时磨损率最小。其磨损机理除氧化磨损之外,还表现为黏着磨损、研磨和疲劳点蚀。SiC的磨损率随滑动速率的增加而减小,始终表现为磨损质量增加,这归因于氧化质量增加大于磨损质量损失。     

Si_3N_4结合SiC复合材料耐高温性能的研究现状

Si3N4结合SiC复合材料具有高温强度高、抗氧化性能好、热膨胀系数低和抗热震性好等优良性能,广泛应用于陶瓷烧成、有色金属及钢铁冶炼和粉末冶金中的耐高温材料。本文综述了Si3N4结合SiC复合材料耐高温性能方面的研究进展,分析了影响复合材料耐高温性能的因素,提出了提高复合材料高温弯曲强度、热膨胀系数、抗热震性、抗高温氧化性等耐高温性能的方法。     

Mo–Si–B对ZrB_2超高温陶瓷烧结工艺和性能的影响

针对ZrB_2陶瓷材料的断裂韧性低及抗氧化性能差等问题,选择Mo粉、Si粉和B粉为第二相添加物,借助Mo–Si–B间的原位反应生成Mo5Si B2等三元或二元化合物与ZrB_2复合,提高ZrB_2陶瓷的断裂韧性与抗氧化性能。将混合粉体在1 900℃、20 MPa的条件下经热压烧结制备出致密的ZrB_2陶瓷复合材料,所烧结样品的抗弯强度和断裂韧性随着Mo–Si–B含量的增加呈现先增加再降低再增加的趋势,当Mo–Si–B含量为20%(体积分数)时所得样品的断裂韧性最大,其值为(5.55±0.11)MPa·m~(1/2),当Mo–Si–B含量为30%时所得样品的抗弯强度最大,其值为(500±40)MPa。所烧结的样品都具有良好的抗氧化性能,其主要机理是在复合材料表面形成一定数量的玻璃相,阻止氧气向材料内部扩散。     

Mo粉加入量对反应烧结MoSi2-Si3N4-BN复合材料性能的影响

以Si粉(w(Si)=99%)、Mo粉(w(Mo)=99%)和六方BN粉(w(BN)≥98%)为原料,Fe2O3(w(Fe)≥69.8%)为烧结助剂,高纯氮气(ψ(N2)=99.99%)为反应气体,采用反应烧结法于1 450 ℃氮气气氛下保温5 h原位合成了MoSi2-Si3N4-BN复合材料.研究了Mo粉加入量(W)为:0、5%、10%、15%、20%、30%时对材料的显气孔率、体积密度和抗折强度的影响,利用XRD研究了Mo粉不同加入量下复合材料的物相组成,并利用SEM对材料表面和断面形貌进行了观察,同时探讨了Mo5Si3的形成机理.结果表明:随着原料中Mo粉加入量的增加,所制备的复合材料显气孔率增大,体积密度和抗折强度减小.材料中含有α-Si3N4、β-Si3N4、BN、MoSi2和少量的Mo5Si3相.原位生成的MoSi2及少量的Mo5Si3均匀地分散在材料中,其晶粒尺寸为2～3 μm.随着原料中Mo粉加入量增加,Mo5Si3的生成量越来越多;当Mo粉加入量为30%时,Mo在材料中主要以Mo5Si3的形式存在.Mo5Si3的生成机理为MoSi2失去Si转化而成.     

Mo–Si–B对ZrB_2超高温陶瓷烧结工艺和性能的影响

针对ZrB2陶瓷材料的断裂韧性低及抗氧化性能差等问题,选择Mo粉、Si粉和B粉为第二相添加物,借助Mo–Si–B间的原位反应生成Mo5SiB2等三元或二元化合物与ZrB2复合,提高ZrB2陶瓷的断裂韧性与抗氧化性能。将混合粉体在1900℃、20MPa的条件下经热压烧结制备出致密的ZrB2陶瓷复合材料,所烧结样品的抗弯强度和断裂韧性随着Mo–Si–B含量的增加呈现先增加再降低再增加的趋势,当Mo–Si–B含量为20%(体积分数)时所得样品的断裂韧性最大,其值为(5.55±0.11)MPa·m1/2,当Mo–Si–B含量为30%时所得样品的抗弯强度最大,其值为(500±40)MPa。所烧结的样品都具有良好的抗氧化性能,其主要机理是在复合材料表面形成一定数量的玻璃相,阻止氧气向材料内部扩散。     

Mo–Si–B对ZrB_2超高温陶瓷烧结工艺和性能的影响

针对ZrB2陶瓷材料的断裂韧性低及抗氧化性能差等问题,选择Mo粉、Si粉和B粉为第二相添加物,借助Mo–Si–B间的原位反应生成Mo5SiB2等三元或二元化合物与ZrB2复合,提高ZrB2陶瓷的断裂韧性与抗氧化性能。将混合粉体在1900℃、20MPa的条件下经热压烧结制备出致密的ZrB2陶瓷复合材料,所烧结样品的抗弯强度和断裂韧性随着Mo–Si–B含量的增加呈现先增加再降低再增加的趋势,当Mo–Si–B含量为20%(体积分数)时所得样品的断裂韧性最大,其值为(5.55±0.11)MPa·m1/2,当Mo–Si–B含量为30%时所得样品的抗弯强度最大,其值为(500±40)MPa。所烧结的样品都具有良好的抗氧化性能,其主要机理是在复合材料表面形成一定数量的玻璃相,阻止氧气向材料内部扩散。     

Mo–Si–B对ZrB_2超高温陶瓷烧结工艺和性能的影响

针对ZrB2陶瓷材料的断裂韧性低及抗氧化性能差等问题,选择Mo粉、Si粉和B粉为第二相添加物,借助Mo–Si–B间的原位反应生成Mo5SiB2等三元或二元化合物与ZrB2复合,提高ZrB2陶瓷的断裂韧性与抗氧化性能。将混合粉体在1900℃、20MPa的条件下经热压烧结制备出致密的ZrB2陶瓷复合材料,所烧结样品的抗弯强度和断裂韧性随着Mo–Si–B含量的增加呈现先增加再降低再增加的趋势,当Mo–Si–B含量为20%(体积分数)时所得样品的断裂韧性最大,其值为(5.55±0.11)MPa·m1/2,当Mo–Si–B含量为30%时所得样品的抗弯强度最大,其值为(500±40)MPa。所烧结的样品都具有良好的抗氧化性能,其主要机理是在复合材料表面形成一定数量的玻璃相,阻止氧气向材料内部扩散。