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/cm^3, 抗弯强度高达600MPa，断裂功达到3500J/m^2。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。     

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·m1/2提高到6.7MPa·m1/2.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.     

反应烧结Si3N4/SiC复相陶瓷合成工艺优化的研究

利用反应烧结制备Si3N4结合SiC复合材料.设计了L9(34)正交试验方案,研究了原料中Si、添加剂Al2O3、Y2O3的含量对复合材料力学性能的影响,采用X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)对复合材料的相组成、断口形貌进行分析.结果表明,反应烧结后试样生成了颗粒状的α-Si3N4、针状或棒状的β-Si3N4和少量的Sialon,其中针状或棒状的β-Si3N4和SiC形成三维网络结构,提高了材料的力学性能.优化实验得到的试样力学性能显著提高,其中维氏硬度2205、抗弯强度410MPa、断裂韧性为8MPa·m1/2.     

高温自蔓延燃烧合成的β-Si3N4粉体的烧结

研究了MgO，Al2O3和Y2O3作为烧结助剂对高温自蔓延工艺合成(SHS)的β-Si3N4粉料烧结过程的影响．结果发现，MgO是较为有效的烧结助剂，当其加入量为10wt％时，试样在1600℃下热压烧结能基本实现致密化．对试样的XRD分析表明，除了加入的A1203与β-Si3N4反应生成β-Sialon外，其他烧结助剂都不与β-Si3N4反应，只存在于玻璃相中．添加MgO的试样具有较高的力学性能．最后，对材料的显微形貌进行了SEM观察．     

以AC发泡剂为添加剂燃烧合成α-Si3N4粉体

以硅粉和Si3N4粉体为反应剂,偶氮二甲酰胺(AC发泡剂)为添加剂,利用燃烧合成技术在较低氮气压力下制备了高α相含量的Si3N4粉体.采用X射线衍射和扫描电镜分别对产物的物相组成及显微结构进行了表征,研究了AC发泡剂对α相Si3N4粉体的形成和产物颗粒形貌的影响.结果表明,AC发泡剂能促进硅粉快速氮化,产物中α-Si3N4的含量随着AC发泡剂添加量的增加而增加.当AC发泡剂的添加量为24wt%时,产物中α-Si3N4的含量高达85.2wt%.对AC发泡剂作用下的燃烧合成Si3N4的反应机理做了初步探讨,研究表明:AC发泡剂的分解产物N2、CO、NH3不仅增加了坯体的透气性,而且改变了燃烧反应的传热和传质路线,从而促进了硅粉快速氮化和α-Si3N4粉体的生成.     

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—Al2O33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／m^2．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．     

Si粉在空气中燃烧合成Si3N4粉体

经20h机械活化后的Si粉，在空气中可以实现自燃烧合成反应，并表现出二次燃烧现象．燃烧产物的表层与内部具有显著不同的特征，表层产物中以α-Si3N4为主相，并有少量Si2N2O相和非晶SiO2共存，内部为整块的灰白色松散Si3N4粉体，其相组成与反应条件有关．本文研究了经机械活化（MA）处理后的硅粉在空气中燃烧反应的整个过程，证实了机械活化处理后的Si粉在空气中燃烧的可行性，分析了燃烧产物主要是Si3N4而不是SiO2的原因，并通过调整成份实现了对产物相组成的控制．     

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，研究了中不同量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。     

h-BN/Si3N4陶瓷复合材料的断裂行为及断裂韧性

以亚微米级α-Si3N4和h-BN粉末为原料,Y2O3-Al2O3为助烧剂,采用热压烧结制备了h-BN/Si3N4陶瓷复合材料.研究3h-BN含量对h-BN/Si3N4陶瓷复合材料断裂韧性及其断裂行为的影响.结果表明:随着h-BN含量增加,柱状β-Si3N4晶粒的直径和长径比均下降;未加h-BN时,β-Si3N4陶瓷以沿晶断裂为主,添加体积含量为6%和8%的h-BN后,复合材料出现明显的沿晶和穿晶断裂,而添加10%h-BN的陶瓷复合材料则以沿晶断裂为主.随着h-BN含量增加,h-BN/Si3N4陶瓷复合材料的断裂韧性下降,但由于h-BN颗粒对裂纹扩展的影响,因而其下降程度不大.     

熔盐热析出反应金属化Si3N4与Si3N4的连接

在采用熔盐热析出反应在Ｓｉ３Ｎ４陶瓷表面沉积钛金属膜的基础上,对ＣｕＡｇ合金在金属化表面的润湿性进行了研究,结果表明,ＣｕＡｇ合金能对采用该方法金属化的Ｓｉ３Ｎ４陶瓷实现良好润湿,在此基础上,成功实现了钛金属化Ｓｉ３Ｎ４陶瓷与Ｓｉ３Ｎ４陶瓷的连接并对连接工艺进行了系统研究。连接界面的ＴＥＭ研究发现,界面上广泛存在Ｔｉ－Ｃｕ－Ｓｉ－Ｎ相并对这种相对连接强度的影响进行了讨论。     

自韧化氮化硅陶瓷的研究与进展

本文阐述了近年来自韧化Ｓｉ３Ｎ４陶瓷技术的研究情况，对自韧化Ｓｉ３Ｎ４的生长机理、影响柱状Ｓｉ３Ｎ４生长的各种因素，以及自韧化Ｓｉ３Ｎ４的断裂韧性、强度、韦伯模数、Ｒ曲线行为、疲劳行为、蠕变行为、氧化行为、抗热震性和热导做了全面的分析和说明，提出了增韧的技术关键是控制柱状Ｓｉ３Ｎ４的尺寸与玻璃相的合理运用。     

定向SiC晶须增韧Si3N4陶瓷的制备及热震性能研究

通过SiC晶须在载体纤维中定向挤出和热压烧结工艺制备了高度定向SiC晶须增韧Si3N4复合材料,利用SEM观察了晶须的定向方向和复合材料的断口形貌.实验结果表明,70%以上SiC晶须的定向角在0～10°之间,具有较好的方向性.过高的烧结温度和晶须含量使材料抗弯强度降低.晶须定向方向的断裂韧性(单边切口垂直于定向晶须)比横向方向高出20%.1000和500°C温差的热震实验表明,定向SiC晶须复合材料比随机SiC晶须复合材料的抗热震性能高得多.     

纳米SiC及Si3N4/SiC的高温等静压研究

采用高温等静压工艺，制备了纳米结构的单相ＳｉＣ及Ｓｉ３Ｎ４／ＳｉＣ复相陶瓷，并通过Ｘ射线衍射分析透射有高分辨电镜对其相组成及结构进行了表征。实验表明，在温度１８５０℃，压力２００ＭＰａ条件下保温１ｈ，要获得晶粒尺寸〈１００ｎｍ，结构均匀，致密的单相ＳｉＣ纳米结构陶瓷。     

TiN/Si3N4纳米晶复合膜的微结构和强化机制

采用高分辨透射电子显微镜对高硬度的TiN/Si3N4纳米晶复合膜的观察发现,这类薄膜的微结构与Veprek提出的nc-TiN/a-Si3N4模型有很大不同：复合膜中的TiN晶粒为平均直径约10nm的柱状晶,存在于柱晶之间的Si3N4界面相厚度为0.5～0.7nm,呈现晶体态,并与TiN形成共格界面.进一步采用二维结构的TiN/Si3N4纳米多层膜的模拟研究表明,Si3N4层在厚度约＜0.7nm时因TiN层晶体结构的模板作用而晶化,并与TiN层形成共格外延生长结构,多层膜相应产生硬度升高的超硬效应.由于TiN晶体层模板效应的短程性,Si3N4层随厚度微小增加到1.0nm后即转变为非晶态,其与TiN的共格界面因而遭到破坏,多层膜的硬度也随之迅速降低.基于以上结果,本文对TiN/Si3N4纳米晶复合膜的强化机制提出了一种不同于nc-TiN/a-Si3N4模型的新解释.     

仿生制备多孔氮化硅陶瓷

以松木炭化后形成的多孔木炭为模板,经Y2O3/SiO2混合溶胶浸渍生物碳模板形成Y2O3/SiO2/C复合体,在高压氮气氛下(0.6MPa),1600°C碳热还原氮化制备出牛物形态多孔氮化硅陶瓷.借助XRD、SEM研究了烧结助剂、烧结温度、反应时间和烧结气氛对烧结产物显微结构和晶相的影响,探讨了多孔Si3N4陶瓷的反应过程和机理.结果表明,多孔si3N4陶瓷是由主晶相β-Si3N4和少量晶间玻璃相YsSi4n4O14组成;多孔Si3N4不仅保留了松木的管胞结构,还在孔道中生长出纤维状形貌的β-Si3N4颗粒;Si3N4的反应烧结过程包括α-Si3N4的形成、晶形转变(α-β相变)和晶粒生长三个阶段.在1450°C烧结的机理是气-固和气-气反应机理,在1600°C通过液相烧结的溶解-沉淀机理形成纤维状的多孔Si3N4陶瓷.     

温度对氮化硅材料动态疲劳特性的影响

研究了一种Si3N4陶瓷材料在室温、800及1100℃条件下的动态疲劳特性．结果发现与ZrO2及玻璃陶瓷相似，在高应力速率区，仍出现断裂应力随应力速率的提高而迅速下降的现象。同时应力腐蚀指数n随温度的升高而下降．通过断口分析，表明Si3N4陶瓷材料高温动态疲劳失效主要是由于晶间玻璃相软化流动造成的．     

自增韧氮化硅陶瓷显微结构与力学性能的表征

运用主成分分析法对自增韧氮化硅陶瓷显微结构与力学性能的表征进行了研究．确定了该材料的显微结构可以用其表征变量的第一主成分一综合结构指标代表．为了获得结构优良的自增韧Ｓｉ３Ｎ４陶瓷，需要保证致密（基体晶粒直径ｄ１小、材料相对密度ρ高）的基体、长径比 ＡＲ２大、直径均匀（Ｙ２ × １００小）的增韧相·通过综合结构指标的计算证实了综合结构指标相近的材料具有相近的力学性能二材料的力学性能可以用表征变量的第一、二主成分代表，分别称它们为性能稳定性指标和平均性能指标．前者代表材料受显微结构彼动影响的力学性能－断裂韧性ＫＩＣ和Ｗｅｉｂｕｌｌ模量ｍ，后者代表材料的平均力学性能一抗弯强度σｆ．     

无压烧结制备Si3N4/SiO2复合材料

以无压烧结工艺制备了Si3N4/SiO2复合材料.实验结果表明Si3N4颗粒对石英基体的析晶起到了抑制作用和增韧补强作用.Si3N4含量为5vol%的样品在1370℃烧结2h后,抗弯强度达到96.2MPa,断裂韧性为2.4MPa·m1/2,介电常数和介电损耗分别在3.63～3.68和1.29～1.75×10-3之间.