线型和带型α-Si3N4准一维结构的形成机理和表征

采用高温氮化合成的热化学方法制备了单晶的线型和带型α-Si₃N₄准一维结构.其中线型α-Si₃N₄准一维结构沉积在温度较低的反应区域(1200℃),而带型α-Si₃N₄准一维结构则沉积在高温原料源附近位置(1450℃).经XRD、SEM、TEM、HRTEM分析表明,制备的线型和带型α-Si₃N₄准一维结构均为单晶;线型α-Si₃N₄直径约为100~300nm,长为几十微米;而带型α-Si₃N₄厚约30nm,宽度在300nm~2μm之间,长度为几微米到几十微米.从晶体生长热力学及动力学方面讨论了线型和带型α-Si₃N₄准一维结构的生长过程和分区沉积的原因.结果表明,较高的温度和过饱和度有利于形成带型准一维结构.       

添加β-Si3N4棒晶对氮化硅陶瓷力学性能的影响

将由自蔓延燃烧合成法制备的β—Si₃N₄棒晶加入到α-Si₃N₄起始原料中,研究了热压烧结氮化硅陶瓷力学性能的变化.随棒晶添加量的增加,材料的韧性提高,抗弯曲强度下降.与不加棒晶相比,加入8wt％的β-Si₃N₄棒晶可使陶瓷的韧性从4.0MPa·m^1/2提高到6.7MPa·m^1/2.断口形貌和压痕裂纹的显微结构观察表明,韧性的提高源于长柱状晶粒的拔出和裂纹的偏转.     

CVI制备C/Si3N4复合材料及其表征

以SICl₄-NH₃-H₂为反应体系,采用化学气相渗透法CVI)制备C/Si₃N₄复合材料.渗透产物的能谱和X射线衍射表明渗透产物为非晶态Si₃N₄,经1350℃真空热处理后,产物仍然为非晶态Si₃N₄;经1450℃真空热处理后,产物已经发生晶型转变,由非晶态转变为晶态的α-Si₃N₄和β-Si₃N₄.渗透温度、渗透时间、气体流量对试样致密化、增重及微观结构的影响研究表明渗透温度为900℃、SiCl4流量为30mL/min、H2流量为100mL/min、NH₃流量为80mL/min、渗透时间120h、系统压力1000Pa时,气体渗透进入碳布预制体后,在预制体内反应均匀,制备的复合材料较均匀.     

放电等离子快速烧结SiC晶须增强Si3N4BN层状复合材料

采用放电等离子烧结技术(SPS)快速烧结了SiC晶须增强的Si₃N₄/BN层状复合材料.利用SPS技术,在烧结温度为1650℃、保温15min的条件下,材料的密度可达3.18g/cm³,抗弯强度高达600MPa,断裂功达到3500J/m².研究表明:特殊的层状结构、SiC晶须的拔出与折断是材料断裂功提高的主要原因.X射线衍射及扫描电子显微镜研究表明:α-Si₃N₄已经在短短的烧结过程中全部转变成长柱状的β-Si₃N₄,并且长柱状的β-Si₃N₄和SiC晶须具有明显的织构.     

用碳热还原法制备多孔氮化硅陶瓷

以廉价的二氧化硅和活性碳为起始粉料, 用碳热还原法制备了高气孔率, 孔结构均匀的多孔氮化硅陶瓷.考察了二氧化硅粉末粒径对多孔氮化硅陶瓷微观组织和力学性能的影响. 借助X射线衍射(XRD), 扫描电子显微(SEM)和三点弯曲法对多孔氮化硅陶瓷的微观组织和力学性能进行了研究. XRD分析表明在烧结后的试样中, 除了微量的α-Si₃N₄相和晶界结晶相Y₈Si₄N₄O₁₄外, 其余的都是β-Si₃N₄相; SEM分析显示多孔氮化硅陶瓷是由柱状β-Si₃N₄晶粒和均匀的孔组成, 通过改变二氧化硅的粒径, 制备了不同孔隙率, 力学性能优异的多孔氮化硅陶瓷.     

原位反应结合多孔Si3N4陶瓷的制备及其介电性能

以氮化硅(Si₃N₄)和氧化铝(Al₂O₃)为起始原料, 利用原位反应结合技术制备Si₃N₄多孔陶瓷. 研究烧结温度和保温时间对Si₃N₄多孔陶瓷的微观结构、力学性能以及介电性能的影响. 结果表明: 烧结温度在1350℃以下, 保温时间<4h时, 随着烧结温度的升高, 保温时间的延长, 样品的强度和介电常数增大; 但条件超出这个范围, 结果刚好相反; 物相分析表明多孔陶瓷主要由Si3N4和Al₂O₃以及Si₃N₄氧化生成的SiO₂(方石英)组成. 所制备的多孔Si₃N₄陶瓷的气孔率范围为25.34%～48.86%, 抗弯强度为34.77～127.85MPa, 介电常数为3.0～4.6, 介电损耗约为0.002.     

冲击波合成立方氮化硅的烧结稳定性研究

以冲击波合成的γ-Si₃N₄粉体为原料, Y₂O₃-Al₂O₃-La₂O₃体系作烧结助剂, 在5.7GPa、1370~1670K的高温高压条件下, 进行了γ-Si₃N₄粉体的烧结. 研究了不同烧结温度对γ-Si3N4稳定性、相对密度、力学性能及显微结构的影响. 结果表明: γ-Si₃N₄在 1420~1670K的条件下, 完全相变为β-Si₃N₄, 在1370K左右的条件下, 发生部分向β-Si₃N₄相变. 在5.7GPa, 1370K的条件下, 烧结样品的相对密度与维氏硬度分别为98.83%和21.09GPa.     

爆炸冲击合成多晶C3N4的研究

研究新合成方法下得到超硬材料C₃N₄,利用黑索今（RDX）炸药作为高温、高压源,以双氰胺（C₂H₄N₄）为主要前驱体. 通过扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射分析仪(XRD)、X射线能谱分析仪(EDS)及红外光谱仪(FTIR)分别对输出压力为16GPa时制得样品的结构、形貌、价键特性和元素组成进行了分析与表征. 结果表明,XRD测试数据与理论计算值相符很好,样品中同时含有α、β、石墨相C₃N₄以及晶间相;样品中C、N元素质量比为1.00∶2.98,两种元素主要以CN形式成键;利用扫描电子显微镜观测到线度为2μm的六边形β-C₃N₄晶粒. 采用爆炸冲击合成方法合成出多晶C₃N₄粉末, 并对其合成机理进行了讨论.     

自蔓延燃烧合成β-Si3N4棒晶

采用自蔓延高温合成（SHS）,在高压氮气中成功地合成了β-Si₃N₄棒晶,研究了添加不同量Y₂O₃对自蔓延燃烧合成β-Si₃N₄。棒晶长径比的影响.结果表明,Y₂O₃添加量有一个最佳范围,当Y₂O₃的添加量在2Wt％～5wt％时,棒晶生长均匀,长径比约为8.通过铜坩埚吸热淬火的方法,观察到β-Si₃N₄棒晶不同生长阶段的显微形貌,从而推测其生长机理为VLS和VS两种机理协同作用的结果.本文对β-Si₃N₄棒晶生长的反应历程也进行了阐述.     

高性能陶瓷材料的俄歇能谱分析

降低陶瓷材料表面电荷的积累一直是俄歇分析技术能否成功应用于该类材料必须解决的首要问题. 通过实验认为：陶瓷材料试样减薄法可以用来降低表面电荷.采用这种方法,样品可分析区域大小仅依赖于电子束斑尺寸. 因而,用Microlab 310--F热场发射扫描俄歇微探针分析仪能在几十纳米的微区内,获取结构信息和除氢氦外的化学成分信息,突破了陶瓷材料在低电压、低电流下约几十微米的分析范围. 在此基础上,挑选了掺Dy的α-Sialon ,掺Y、La的α-Si₃N₄与以Al₂O₃为基体加入SiC晶须, 并通氮气氛处理的三种高性能陶瓷作为实验对象,分析和研究它们的晶粒、界面的成份、化学态和结构.发现α-Si₃N₄和α-Sialon陶瓷中的Si(LVV, KLL)峰位都会向低能端漂移,峰位分别为: 84eV 和1613eV. Si--N--O的结合态又使Si(LVV)峰继续漂移到80eV左右. 掺Y、La的α-Si₃N₄的玻璃相区, Si至少以两种或者两种以上的化学态存在.掺Dy的α-Sialon陶瓷的局部区域内有四种组分不同的固溶相及三种组分不同的晶间相. 另外, 在SiC与SiC-BN-C纤维补强复合陶瓷材料的断裂面,观察到从SiC基体拔出的纤维表面的大部分是残留的C层与C-BN交界层.     

立方氮化硅的冲击波合成实验研究

以α-Si₃N₄粉体作原材料, 采用炸药爆轰平面飞片加载 装置和样品回收技术进行了冲击波合成实验, 完整回收到合成样品, 经过酸处理, 对回收样品进行X射线衍射分析, 结果表明: 当加载压力超过50GPa而且冲击温度约3600～5000K时, α-Si₃N₄可以较完全地转化为γ-Si₃N₄. 本实验的研究结果建立了一种冲击压缩技术可单次合成克量级的立方氮化硅, 为进一步开展立方氮化硅的性能研究奠定了基础.     

烧结助剂对Si3N4/BN层状复合陶瓷结构与性能的影响

研究了MgO-Y₂O₃-Al₂O₃体系(相应的层状复合陶瓷试样记为A)、Y₂O₃-Al₂O₃体系(相应的层状复合陶瓷试样记为B)及La₂O₃-Y₂O₃-Al₂O₃体系(相应的层状复合陶瓷试样记为C)烧结助剂对Si₃N₄/BN层状复合陶瓷结构与性能的影响.研究表明:在相同的烧结工艺下,试样A、B、C的抗弯强度分别为700、630、610MPa,断裂功分别为2100、1600、3100J/m².试样A、B以脆性断裂为主,裂纹偏转现象不明显,而试样C的载荷-位移曲线显示了明显的“伪塑性”特征,裂纹的偏转与扩展现象明显.试样A中Si₃N₄晶粒大小不均且长径比较小,而试样C中长柱状Si₃N₄晶粒发育完善,有较大的长径比.     

β-Si3N4粉末烧结及其显微结构形成

由β－Ｓｉ_３Ｎ_４粉末通过一定的工艺条件得到致密的氨化硅陶瓷,试样的显微结构为短柱状和等轴状颗粒交织排列而成的均匀结构．材料的烧结过程分为重排、晶形转变、晶粒生长三个阶段,随烧结时间增加,烧结试样的显微结构开始阶段变化很明显,２ｈ后结构比较稳定．温度升高有利于柱状颗粒长径比的提高,添加剂量的增加使显微结构粗化．     

混杂聚硼硅氮烷的陶瓷化过程研究

合成了新型的陶瓷先驱 体混杂聚硼硅氮烷(H-PBSZ), 分析了其结构, 并采用TG-DTA、FT-IR、XRD以及SEM等分析手段对其裂解过程进行了研究. 结果表明, H-PBSZ结构中含有B-N、Si-N、B-H、N-H、Si-H等化学键, 随着裂解温度的升高, 含氢键逐渐减少直至消失, 最终得到BN和Si₃N₄的混合物. 在裂解过程中, 失重主要发生在100～400℃之间, 陶瓷产率约为83wt％. 裂解产物的结晶程度随着温度的升高逐渐增强, 800℃的产物基本上为无定形态, 微观形貌主要以球形颗粒为主; 1600℃的产物则已经晶化, 可以观察到层片状结构的h-BN及少量的α-Si₃N₄晶粒.