C/C复合材料硅化物涂层形貌及结构

采用料浆烧结法在1450℃温度下烧结制备了C／C复合材料硅化物高温抗氧化涂层，通过XRD和SEM分析涂层结构及相组成，并对涂层形成机理及涂层氧化前后的结构和形貌变化进行了研究。结果表明：在C／C复合材料表面生成了以MoSi：为主、含部分SiC的两相硅化物主体层，同时在主体层和基体间生成SiC过渡层，保证了涂层与基体的良好结合；涂层在1500℃下氧化生成SiOz玻璃膜，阻挡了氧向基体内部的扩散；氧化过程中Si元素的扩散导致涂层内部微裂纹增多，同时SiC过渡层厚度增加。     

炭/炭复合材料表面SiC/ZrSiO_4复合涂层的制备及其微观结构与抗氧化性能

采用包埋-刷涂法在C/C复合材料表面制备SiC/ZrSiO_4复合涂层,借助X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)等测试手段分析该复合涂层的微观结构,并研究Si C单涂层和SiC/ZrSiO_4复合涂层在1 500℃静态空气中的抗氧化性能。结果表明:包埋法制备的SiC内涂层结构疏松,具有较好的抗氧化性能,氧化55 h后质量损失率仅为0.5%,但氧化58 h后,涂层内部形成大孔洞并产生贯穿孔隙,导致涂层失效,质量损失率迅速增加到2.1%。SiC/ZrSiO_4复合涂层由非均质镶嵌式结构的ZrSiO_4涂层紧密覆盖在SiC内涂层表面而成,具有优异的抗氧化性能,氧化198 h后质量仅增加0.5%,并且基本不再随时间延长而增加;复合涂层不仅能自愈合外涂层的缺陷和裂纹,还能抑制氧化过程中大孔洞的形成,避免贯通孔隙的产生。     

反应熔渗法制备C/C-SiC复合材料及其影响因素的研究进展

本文比较了C／C－SiC复合材料的三种主要制备方法，主要介绍了反应熔渗法制备工艺，以及液Si渗入C／C多孔体，液Si与固体C反应和C／C－SiC复合材料性能的主要影响因素，提出了尚待解决的关键问题。     

炭/炭复合材料抗氧化涂层厚度的光学测量

选用A,B,C,D4种炭/炭复合材料试样进行抗氧化涂层厚度的光学测量研究。其中:试样A,B孔隙度相同,均为15.85％,对其涂覆粒径分别为1μm和10μm的B_4C涂层;试样C,D孔隙度分别为13.52％和16.78％,对其均涂覆粒径为10μm的B_4C涂层。然后通过金相光学测量其涂层厚度,在抗氧化涂层厚度的计算过程中,对试样组织的内部未渗入抗氧化涂层的孔隙进行图像处理。结果表明:当试样孔隙度相同时,涂层材料粒径越小,其涂层越厚;当抗氧化涂层材料粒径相同时,试样孔隙度越大,涂层越厚。     

钼合金表面MoSi2涂层氧化行为和氧化机理的研究

采用包埋渗硅法在钼合金表面制备了MoSi2涂层,研究了涂层的氧化行为和抗氧化机理.结果表明,钼合金基体经历30 min高温氧化后,样品表面鼓泡严重,质量失重率在11%左右;在钼合金基体表面形成MoSi2涂层后,抗氧化能力大幅度提高,经过60min的高温氧化后,样品表面完好,质量增重率为0.58%;在高温氧化过程中,Mo...     

炭/炭复合材料磷酸盐涂层的抗氧化性能

采用浸渍技术制备多种炭/炭复合材料磷酸盐抗氧化涂层.在700℃下测试涂层的抗氧化性能,结果表明:浸渍混合成分磷酸盐涂层的炭/炭复合材料的抗氧化性能明显高于浸渍单一成分磷酸盐涂层试样,其最佳抗氧化效果为20 h氧化的质量耗损率仅为0.98％.采用SEM观察相关试样氧化实验前后的表面形貌,发现单一磷酸锌或者磷酸锰的涂层在氧化时挥发严重,单一磷酸铝的涂层则发生团聚:混合组分的涂层成分的挥发则得到有效抑制,无团聚现象,并提出了混合磷酸盐的复合抗氧化机制.     

包埋法制备SiC涂层C/C复合材料及真空热处理对涂层的影响

采用Si、C及Al2O3粉末为原料,利用包埋法结合真空热处理在C/C复合材料表面制备SiC涂层.并利用XRD、SEM等测试手段分析真空热处理对涂层C/C复合材料的组织结构和力学性能的影响.研究结果表明:包埋粉料中Si含量为84.5%和87.0%(质量分数)时,所制备的SiC过渡层由β-SiC、α-SiC和Si三相组成....     

熔渗法制备MoSi_2改性C/C复合材料的组织结构与力学性能

以Si和SiO_2粉为原料,采用化学气相反应法在多孔低密度C/C复合材料的表面和内部制备SiC涂层,然后以MoSi_2粉末为原料分别对C/C复合材料以及SiC涂层改性的C/C复合材料进行反应熔渗,获得MoSi_2改性C/C复合材料。采用扫描电镜、X射线衍射以及电子探针显微分析对该复合材料的微观形貌与结构进行研究,并测试材料的抗弯强度。结果表明,与MoSi_2直接熔渗制备Si-Mo改性C/C复合材料相比,熔渗前制备SiC涂层作为界面层,可有效降低Si-Mo改性C/C复合材料的孔隙率,获得更加致密的Si-Mo改性C/C复合材料,材料密度从2.93 g/cm~3提高到3.20 g/cm~3,开孔率从10.77%降低到4.07%;抗弯强度从87 MPa提高到121 MPa。该复合材料中SiC和MoSi_2的含量较高,弯曲断裂呈现假塑性断裂。     

用反应压力熔渗法制备高含量SiCp/6013Al复合材料及其力学性能

研究了反应压力熔渗法制备高含量SiCp／Al复合材料的工艺过程及其抗弯强度。研究表明：通过适当的粒度配比,可在低温、低压力下熔渗制备组织均匀的高含量SiCp／6013Al复合材料,SiC颗粒含量达到63％;复合材料的强度在很大程度上依赖于SiC颗粒尺寸及界面反应程度,合适的界面结合及细SiC颗粒的掺入有利于复合材料强度的提高,最高可达445MPa。     

C/C复合材料表面反应熔渗法制备SiC-ZrC涂层的组织与结构

采用反应熔渗法(RMI)在密度为1.6 g/cm3的C/C复合材料上制备厚度为20~50μm的SiC-ZrC涂层。研究SiC-ZrC涂层结构以及涂层与C/C复合材料的界面相组成。结果表明:4种不同比例混合后的Zr,Si,C和ZrO_2粉末反应熔渗得到的样品涂层表面质量较好,由于反应过程先达到Si的熔点生成SiC,随着温度升高,当Zr和Si都熔融后,生成ZrC的吉布斯自由能低于SiC,故涂层由内到外呈现SiC-ZrC-SiC的三层结构,所有样品内部都熔渗了不同深度的ZrC和SiC。在偏光显微镜下SiC呈现黄绿色块状和粒状,ZrC呈现灰白色块状;粉末熔体通过共晶反应生成的Si,ZrSi_2,Zr和Zr_2Si与原料中的C以及热解炭反应最终生成SiC和ZrC,反应最终残留物中并没有发现ZrO_2。     

Si-SiC涂层包覆石墨材料的制备及性能表征

为了防止石墨材料在高温下的氧化,以SiC和酚醛树脂为原料,采用气相渗硅法在石墨表面制备了致密的Si-SiC涂层.利用XRD、SEM对涂层的相组成与形貌进行分析,研究了涂层在1 500℃以及1 000℃的热循环氧化行为.结果表明:经过气相渗硅后,涂层结构致密,主要由Si和SiC组成.该涂层具有良好的抗氧化防护能力,在空气条件下1 500℃和1 000℃循环氧化200 h,468 h后,包覆试样的表面质量增加分别为1.676 mg/cm~2,0.36 mg/cm~2.     

WC-10Co-4Cr 含量对HVOF 制备WC-10Co-4Cr/Ni60涂层性能的影响

为改善农业机械工作部件的耐磨性和耐腐蚀性能,提高其使用寿命,采用超音速火焰喷涂的技术,在45 # 钢表面制备WC-10Co-4Cr/Ni60 涂层。在Ni60 粉末中分别添加质量分数为0、10 %、20 % 和30 % 的WC-10Co- 4Cr 粉末,探究WC-10Co-4Cr 含量对WC-10Co-4Cr/Ni60 涂层性能的影响。结果表明,制备的WC-10Co-4Cr/ Ni60 涂层组织均匀致密,涂层主要由γ ( NiCr ) 相和WC 相组成,含有少量的W2C、Ni3Fe 和Cr3Si 相,没有明显 的氧化脱碳现象。30 %WC-10Co-4Cr/Ni60 涂层的硬度达到9.35 GPa,是Ni60 涂层的1.23 倍,该涂层的耐磨性能最好, 在摩擦115 m 后,单位面积的总磨损量47.2 mg/cm2,比Ni60 涂层减少了35.3 %。20 %WC-10Co-4Cr/Ni60 涂层 的断裂韧性最高为6.04 MPa·m1/2,相较于Ni60 涂层提高了24.3 %,此外,该涂层在酸性环境中的耐腐蚀性能均 最佳。     

C/C复合材料密度及预氧化处理对SiC涂层的影响

采用包埋法分别在密度为0.8、1.4和1.8 g/cm³的炭/炭(C/C)复合材料表面制备SiC涂层,选择密度为1.8 g/cm³的试样研究预氧化处理对涂层结构和抗氧化性能的影响。利用扫描电子显微镜和X射线衍射仪研究涂层的显微组织和物相组成,用1500℃静态空气氧化方法测试涂层的抗氧化性能。结果表明,随C/C复合材料密度增大,涂层嵌入基体的深度越小,涂层与基体的分界越明显。密度为1.8 g/cm³的C/C复合材料进行预氧化处理后,表面粗糙度增大,表面的炭纤维周围产生了环形孔隙,再经过包埋制备SiC涂层,涂层厚度增加且更加均匀致密。将样品于1500℃静态空气中氧化334 h后,氧化质量损失率为0.684×10^?4 g/(cm²·h),氧化后表面生成了莫来石相,抗氧化性能有明显提升。     

Role of Silicon Carbide in Phase-Evolution and Oxidation Behaviors of Pulse Electrodeposited Nickel-Tungsten Coating

Silicon carbide (SiC) was reinforced in the pulse electrodeposited nickel-tungsten (Ni-W) coatings deposited on the steel substrate, and isothermal oxidation test was performed at 1273 K (1000 °C) for 24 hours. Addition of just 2 vol pct of SiC showed 26 pct increase in the relative oxidation resistance of Ni-W coating. The increased oxidation resistance was attributed to the phase evolution (SiO₂, Cr₂O₃, CrSi₂, Ni₂SiO₄, Cr₇C₃, Cr₃C₂, and Cr₃Si), which suppressed the spallation of the oxide scale in Ni-W-2 vol pct SiC. The presence of Fe₂O₃ phase in the oxidized Ni-W coating was mainly responsible for the major multiple spallations at the interface and in the bulk, which resulted in the degradation of oxidation resistance.

     

二硅化钼的制备与应用的新进展

二硅化钼是一种重要的高温发热材料和结构材料。本文首先介绍了用火花等离子烧结制备MoSi2及其复合材料的新工艺以及自蔓延高温合成技术(SHS)和机械合金化(MA)的新发展,然后分别就二硅化钼在高温结构材料、发热元件以及高温涂层等领域的应用作以总结和评述,并在此基础上提出了MoSi2材料未来的研究发展方向。     

MoSi2基复合材料的室温韧性研究

本文以Mo2C和Si粉为原料,同时添加合金元素Nb粉和ZrO2陶瓷颗粒,经真空热压烧结制得(NbC+ZrO2)-MoSi2原位复合材料,采用合金化和复合化的方法综合改善MoSi2的室温韧性.结果表明,所得复合材料的室温断裂韧性不仅比纯MoSi2材料有很大程度的提高,而且也明显好于Nb增韧MoSi2基复合材料和ZrO2增韧MoSi2基复合材料.此外,对复合材料的室温增韧机理进行了初步探讨.     

添加B对包渗法制备MoSi2涂层显微组织及静态抗氧化性能的影响

采用包渗法在Mo基体表面制备了B强化的MoSi2涂层,研究了涂层的显微结构、元素分布、相组成以及静态高温抗氧化性能。结果表明:涂层与基体之间通过扩散形成牢固的冶金结合,涂层整体厚度为80～120μm,共由三层组成。涂层中B元素沿晶界扩散富集引起的晶格畸变,使得Si在MoSi2中的扩散系数减小,导致B强化MoSi2涂层中间层厚度相对纯MoSi2涂层中间层厚度减小,但涂层整体厚度增大。经1200℃静态氧化2h后,B强化的Mo-Si2涂层失重为0.6mg/cm2,大大小于纯MoSi2涂层失重量(1.3mg/cm2),表面生成一层致密的SiO2为主体的氧化膜,阻止了涂层的进一步氧化。     

CeO2对不锈钢基SiO2-BaO-Al2O3-Cr2O3陶瓷涂层性能的影响

采用高温熔烧法于1Cr18Ni9Ti不锈钢基材表面制备掺CeO2的SiO2-BaO-Al2O3-Cr2O3陶瓷涂层,研究了不同含量CeO2对涂层的抗氧化性、抗热震性和硬度的影响。研究结果表明,含CeO2的不锈钢基SiO2-BaO-Al2O3-Cr2O3陶瓷涂层能有效阻止不锈钢基体的氧化增重,提高涂层的抗热震性能及硬度。本实验条件下,CeO2含量2.8%时,涂层具有最好的抗氧化性能和抗热震性能。     

不同显微结构 Yb2Si2O7 环境障涂层的抗热震性能研究

采用低压等离子喷涂工艺 (LPPS) 在 SiCf/SiC 复合材料表面依次制备了 Si 底层、 Mullite 中间层和 Yb2Si2O7 面层的环境障涂层。 通过不同的喷涂参数分别制备出层状结构和层柱混合结构的 Yb2Si2O7 面层, 并考察面层结构 对环境障涂层抗热震性能的影响。 结果表明, 所制备的两种面层涂层均具有孔隙率低、 界面结合紧密的特点, 层柱 混合结构的面层中柱状结构为 Yb2Si2O7 气化所形成, 而层状结构为液相沉积所形成。 X 射线衍射分析结果显示, 层状涂层结晶良好, 而层柱混合结构涂层中存在大量的非晶态。 对非晶态进行热处理可得到结晶完全的层柱混合 结构涂层。 热震实验结果表明, 层状涂层经 355 次热震后脱落面积很小, 表现出良好的抗热震性能。 相比之下, 非晶态层柱混合结构涂层经热震 3 次后即出现脱落, 经 155 次热震后脱落面积达到 5%, 抗热震性能较差。 晶态 的层柱混合结构涂层经热震 20 次后出现脱落, 随后脱落速度减缓, 但到第 40 次热震时, 涂层大块脱落加速失效。