SPS快速反应烧结制备ZrB2-SiC复合材料及其过程研究

以Zr,B4C,Si粉为起始原料,利用放电等离子烧结(SPS)技术,在1450℃,30 MPa,保温3 min的条件下快速反应烧结制备得到相对致密度约为98.5%的ZrB2-SiC复合材料.制备得到的复合材料硬度约为17.2 GPa,断裂韧性约为4.3 MPa·m1/2.通过对SPS过程中不同阶段试样的分析,探讨了复合材料的形成过程.结果表明:当温度达到950℃时,通过X射线衍射(XRD)观察到中间相ZrxSiy的出现,此时主相为ZrB2;随着SPS过程的进行,反应不断发生,当温度约为1250℃时,反应基本结束.     

SPS烧结ZrB2-SiC复合陶瓷的力学性能

用放电等离子体烧结（SPS）制备了ZrB2-30％SIC复合陶瓷材料，在万能力学试验机上测试陶瓷材料的弯曲强度和断裂韧性，用SEM观察陶瓷材料的断口形貌，并分析材料的断裂机制。结果表明ZrB2-SiC复合陶瓷的弯曲强度为743MPa，断裂韧性为6．5MPa.m^1/2；断裂机制主要是沿晶断裂和穿晶断裂的混合机制。     

烧结温度对ZrB2-SiC超高温陶瓷致密化的影响

利用放电等离子烧结技术（SPS）在不同的烧结温度下对ZrB2-SiC超高温陶瓷进行烧结，研究了烧结温度对烧结体致密化的影响。结果表明，在烧结温度分别为1650℃、1750℃、1850℃和1950℃，升温速度为200℃／min，保温时间为1min，压力为50MPa时，随着烧结温度的提高，烧结体的致密度呈上升趋势。当烧结温度高于1850℃时，烧结体的致密化过程明显加剧；通过对不同烧结温度下制得的试样的XRD谱图分析发现，当温度高于1850℃时ZrB2-SiC陶瓷中的SiC相会发生3C相到4H相的转变，这可能就是当烧结温度高于1850℃时烧结体致密度会急剧上升的原因。     

C／C复合材料ZrB2-SiC基陶瓷涂层制备及烧蚀性能研究

为提高C／C复合材料的抗烧蚀性能,采用两步刷涂一烧结法制备了ZrB2-SiC基陶瓷涂层。首先利用反应烧结制备ZrB2-SiC—ZrC过渡层,并在此基础上制备了ZrB2-20％SiC-5％Si3N4、ZrB2．15％SIC-20％MoSi2、ZrB2．15％SiC-20％TaC3种外涂层。利用XRD和扫描电镜研究了涂层的相组成和显微形貌,并采用氧乙炔焰烧蚀仪测试了涂层在2500℃、60S的抗烧蚀性能,探讨了涂层的高温烧蚀机理。结果表明：利用反应烧结制备的过渡层与基体结合紧密,且与外涂层无明显分层现象,起到了良好的过渡作用;由于Si,N4及MoSi2起到了烧结助剂作用,使ZrB2—20％SiC-5％Si,N4、ZrB2．15％SiC．20％MoSi2外涂层结构较为致密;ZrB2—20％SiC-5％si3N4、ZrB2—15％SiC～20％MoSi2涂层表现出了较好的抗烧蚀性能,其中ZrB2-20％SiC-5％Si3N4涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0．075mm/s、0．0081/s,ZrB2—15％SIC-20％MoSi2涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0．018mm／s、0．0064g／s,而ZrB2-15％SIC-20％TaC涂层由于结构较为松散,未能起到有效的氧化防护,导致涂层被烧穿。     

ZrB2-SiC陶瓷复合材料真空钎焊工艺及机理研究

ZrB2-SiC陶瓷复合材料具有密度低、良好的抗氧化抗烧蚀性和很好的高温强度,但加工成形性差,很难直接实现形状复杂构件或者大尺寸构件的制造生产,限制了它的广泛应用。     

混合炸药爆炸压实制备ZrB2-SiCw超高温陶瓷

为了改善ZrB2-SiC超高温陶瓷材料的韧性，采用黑索今与硝酸铵混合炸药爆炸压实制备了SiC晶须增韧ZrB2基超高温陶瓷，并研究爆炸压实过程中的能量与变形，爆炸压实坯密度与显微组织。结果表明，采用爆炸压实工艺制备了相对密度约95．25％的ZrB2-SiC。陶瓷复合材料。随着混合炸药中黑索今质量的增加，爆轰压力单调增加，爆炸坯密度先增加，后减小，有一个最大值；钢管的外径收缩率、等效应变与爆炸坯密度变化一致；钢管变形能几乎不变，爆炸冲击能与粉末压实能同步增加。由于爆炸冲击波的作用，SiC晶须被折断成碎片；其组织为均匀、碎小的SiC晶须镶嵌于较大的ZrB2颗粒中。     

激光熔覆ZrB2-SiC增强Cu基复合涂层的微观结构与摩擦学性能

为了提高铜表面的强度和耐磨性,以复合粉末(Zr、Si、Ni包B4C、Cu)为原料,采用激光辅助原位合成技术,在纯铜基体表面制备了ZrB₂-SiC/Cu复合涂层。通过XRD、SEM和TEM分析了复合涂层的表面形貌、微观结构、相组成和界面结合,并测试了不同增强相含量熔覆层的硬度和摩擦学性能。结果表明：通过设计的原位化学反应成功在铜基体内合成了微米级针状ZrB₂和纳米级颗粒状SiC。增强相均与基体形成了清洁、无杂相的界面。2种不同维度与尺寸的增强体,通过多种强化机制,显著改善了复合涂层的力学性能;通过调整激光工艺参数可实现增强体尺寸的控制,随着增强相含量的提高,复合涂层的平均硬度和耐磨损性逐渐增加。当增强相含量为30%(质量分数,下同)时,复合涂层的平均硬度(HV0.2)为3028 MPa,约为纯铜的5.6倍。30%增强相涂层的载流磨损率与10%增强相的涂层相比,降低了约80%。较高含量增强相的复合涂层表现出优异的摩擦学性能。     

ZrB2-SiC/Inconel 600钎焊接头界面结构与反应机理

采用Ag-28Cu钎料对ZrB2-SiC陶瓷与Inconel 600镍基合金进行真空钎焊连接。利用扫描电镜、能量色散X射线光谱仪研究了钎焊接头界面结构、断口形貌,借助万能试验机测试其剪切强度。结果表明:采用Ag-28Cu钎料对ZrB2-SiC/Inconel 600真空钎焊,可以实现接头冶金结合,接头无裂纹及微孔隙缺陷。界面反应产物为Ni-Fe-Cr合金、Cu(s,s)+Ag(s,s)固溶体、(Cr,Fe)7C3+(Cr,Fe)3C2合金碳化物,结合扩散理论和热力学分析阐述了界面产物形成机理。钎焊接头室温平均剪切强度为32.92 MPa,断裂模式为解理断裂。     

Y2O3掺杂ZrB2-SiC基超高温陶瓷的抗烧蚀性能

为改善ZrB2-SiC基超高温陶瓷的抗氧化和抗烧蚀性能,在制备过程中加入Y2O3。用氧乙炔火焰法来考察ZrB2-SiC-Y2O3的抗氧化和抗烧蚀性能。采用SEM和XRD分析烧蚀前后形貌及物相。材料在加热和冷却过程中没有出现开裂现象,说明其具有良好的抗热冲击性能。微观组织分析表明,氧化层主要由4层组成,且氧化层与基体层没有明显的剥离。结果表明:Y2O3的添加可以将氧化产物中的高温稳定相稳定到室温,减少由于相变发生的体积膨胀,改善氧化层与基体层的粘结性能。     

石墨和C/C复合材料表面ZrB2-SiC陶瓷涂层的研究进展

C/C复合材料具有优异的高温力学性能,是航空航天领域最具发展前景的结构材料之一,但在高温含氧环境中的氧化问题严重地限制了其实际应用。涂层技术是提升基体抗氧化能力的有效手段,因ZrB_2-SiC陶瓷涂层具有优异的抗氧化、抗烧蚀、抗热震等性能,非常适合作为C/C复合材料的高温防护涂层。首先,介绍了ZrB_2-SiC陶瓷涂层在氧化和烧蚀过程中组织结构的演变规律,阐明了该涂层的高温防护机理;然后,综述了该涂层的主要制备方法(包埋法、CVD、等离子喷涂)及每种方法的优点与不足,并对不同方法所制备涂层的抗氧化性和抗烧蚀性进行了比较;之后,针对该涂层研究和应用中存在的问题,如涂层致密性差、元素分布不均匀、应用温度范围窄、与基体热匹配性差等,从粉体改性和掺杂改性两方面总结了该涂层的改性研究现状,重点阐述了对ZrB_2-SiC粉末进行喷雾造粒和感应等离子球化处理对于提升等离子喷涂涂层性能的重要意义;最后,从涂层制备、涂层结构设计、涂层改性、涂层性能测试等方面,指出了该涂层体系存在的主要问题和未来的发展方向。     

SPS烧结ZrB2-SiC复合陶瓷的力学性能

用放电等离子体烧结(SPS)制备了ZrB2-30%SiC复合陶瓷材料,在万能力学试验机上测试陶瓷材料的弯曲强度和断裂韧性,用SEM观察陶瓷材料的断口形貌,并分析材料的断裂机制.结果表明ZrB2-SiC复合陶瓷的弯曲强度为743 MPa,断裂韧性为6.5 MPa·m1/2;断裂机制主要是沿晶断裂和穿晶断裂的混合机制.     

放电等离子体烧结原位制备SiC-TiC-Ti3SiC2复合材料

采用Ti，Si，C以及少量的Al，应用放电等离子体烧结设备，在1350℃烧结得到不含有TiC的SiC—Ti3SiC2复合材料，其中SiC理论体积含量为50％。材料表面气孔率为2．72％。材料的硬度为10．09GPa，断裂韧性为5．66MPa·m^1/2，硬度低的原因是由于材料不够致密。提高烧结温度到1450℃，XRD结果表明材料中有了TiC的存在，这说明提高烧结温度以后，Ti3SiC2发生了分解。但是材料表面气孔率为0．64％，材料的硬度达到了18．07GPa，同时，材料的断裂韧性值达到了6．30MPa·m^1/2。实验表明，仅提高烧结温度100℃，使Ti3SiC2部分分解得到TiC，就能够提高材料的硬度和断裂韧性。     

自蔓延法制备球形ZrB2-SiC复合等离子喷涂粉末

目的为提高ZrB_2-SiC复合等离子喷涂粉末的致密度。方法采用Zr-B_4C-Si体系,使用自蔓延高温合成(SHS)技术和感应等离子球化(IPS)技术制备了球形ZrB_2-SiC复合粉末,并对其相结构和微观形貌等进行了表征。结果采用SHS技术合成出的多孔ZrB_2-SiC复合陶瓷,其SiC质量分数为12.10%,由等轴颗粒构成,颗粒粒径均5μm。经IPS处理后,粉末松装密度由1.62 g/cm~3提高到1.88 g/cm~3,其中直径25μm的粉末为球形或椭球形,直径25μm的粉末则保留了球化前的不规则形状,但粉末轮廓变得平滑。粉末中SiC质量分数降低为6.64%(体积分数为11.89%),粉末表层SiC质量分数降低为5.63%,部分SiC颗粒重新分布在ZrB_2颗粒的间隙处,并且粉末中出现ZrB_2-SiC的共晶或伪共晶组织。结论使用SHS技术能够制备出两相分布相对均匀、颗粒细小的ZrB_2-SiC复合陶瓷,虽然其含有较多孔洞,但颗粒之间相互接触部位的结合比较紧密。IPS处理后,粒径25μm的ZrB_2-SiC复合粉末的致密度和球形度获得了显著提高,粉末中SiC在IPS过程中的部分分解导致其含量未能达到最佳范围。     

SPS反应烧结HfB2复合材料的制备和性能

针对HfB2陶瓷材料难烧结和韧性差等问题,选择ZrC粉、Si粉和C粉为烧结助剂,借助ZrC-Si-C间的原位反应生成ZrSi2和SiC,促进HfB2陶瓷的烧结,并提高HfB2陶瓷的综合力学性能。结果表明,HfB2与烧结助剂的混合粉体经放电等离子烧结(SPS)在1600℃保温10 min和40 MPa的压力条件下制备出相对密度为96.6 1%的HfB2-ZrSi2-SiC复合材料,所制样品的硬度、抗弯强度和断裂韧性均随着烧结助剂ZrC-Si-C含量的增加呈现先上升后降低的趋势。当ZrC-Si-C添加量为10%时所制备样品的综合力学性能最好,其硬度值为26.80±1.2 GPa、抗弯强度为504±40 MPa、断裂韧性值为4.66±0.21 MPa·m1/2。