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采用机械活化的3Ti/Si/2C/0.2Al单质粉体为原料,在空气中发生自燃反应,成功地合成了Ti3SiC2基材料. 采用XRD、SEM和EDS等手段,分析了合成产物的相组成和微观结构特征. 结果表明,机械合金化3Ti/Si/2C/0.2Al单质混合粉体,不仅细化了粉体颗粒,而且产生严重的晶格畸变,从而明显提高了粉体的反应活性. 把机械活化的粉体暴露在空气中,会发生剧烈的燃烧反应,并引发自蔓延反应,合成Ti3SiC2,冷却后变成多孔块体产物. 燃烧产物由Ti3SiC2、TiC和微量氧化物组成. 产物中Ti3SiC2含量约为83wt%. 产物表层比较致密和均匀,而内部则粗糙且多孔. 产物的表面是以Al2O3和TiO2为主相的氧化膜,氧化物颗粒大小约为2~4μm. 氧化膜厚度约为5~10μm,比较致密. 内部为Ti3SiC2和TiC材料,板条状Ti3SiC2晶粒长约20~40μm,宽约2~4μm,发育完善. 粒状TiC晶粒大小约为3μm. 相似文献
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采用机械活化的3Ti/Si/2C/0.2Al单质粉体为原料,在空气中发生自燃反应,成功地合成了Ti3SiC2基材料. 采用XRD、SEM和EDS等手段,分析了合成产物的相组成和微观结构特征. 结果表明,机械合金化3Ti/Si/2C/0.2Al单质混合粉体,不仅细化了粉体颗粒,而且产生严重的晶格畸变,从而明显提高了粉体的反应活性. 把机械活化的粉体暴露在空气中,会发生剧烈的燃烧反应,并引发自蔓延反应,合成Ti3SiC2,冷却后变成多孔块体产物. 燃烧产物由Ti3SiC2、TiC和微量氧化物组成. 产物中Ti3SiC2含量约为83wt%. 产物表层比较致密和均匀,而内部则粗糙且多孔. 产物的表面是以Al2O3和TiO2为主相的氧化膜,氧化物颗粒大小约为2~4μm. 氧化膜厚度约为5~10μm,比较致密. 内部为Ti3SiC2和TiC材料,板条状Ti3SiC2晶粒长约20~40μm,宽约2~4μm,发育完善. 粒状TiC晶粒大小约为3μm. 相似文献
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自蔓延燃烧合成β-Si3N4棒晶 总被引:4,自引:0,他引:4
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。 相似文献
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CVI制备Si3N4p/Si3N4透波材料表征与性能 总被引:1,自引:0,他引:1
以SiCl4-NH3-H2为反应体系,采用化学气相渗透(CVI)法制备Si3N4p/Si3N4透波材料.XRF测试表明试样主要含Si、N、O三种元素.XRD测试表明复合材料主要成分为α-Si3N4和非晶沉积物和非晶SiO2,并有微量的β-Si3N4和晶体Si,高温热处理可使非晶沉积物转变为α-Si3N4和β-Si3N4.SEM照片显示颗粒团间结合不够致密,残留气孔偏大.试样的弯曲强度最高为94MPa,介电常数为4.1-4.8. 相似文献
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CVI制备C/Si3N4复合材料及其表征 总被引:1,自引:0,他引:1
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. 相似文献
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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. 相似文献
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仿生制备多孔氮化硅陶瓷 总被引:3,自引:0,他引:3
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. 相似文献
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自增韧氮化硅陶瓷显微结构与力学性能的表征 总被引:3,自引:0,他引:3
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. 相似文献
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放电等离子快速烧结SiC晶须增强Si3N4BN层状复合材料 总被引:2,自引:1,他引:2
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。 相似文献
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