碳热还原-反应烧结法制备多孔氮化硅陶瓷

以廉价的二氧化硅、炭黑和硅粉为起始原料, 利用碳热还原-反应烧结法制备了高气孔率、孔结构均匀的多孔氮化硅陶瓷, 考察了原料中硅粉含量对多孔氮化硅陶瓷微观组织和力学性能的影响。XRD分析表明烧结后的试样成分除了少量的α-Si₃N₄相和晶间相Y₂Si₃O₃N₄外, 其余都是β-Si₃N₄相; SEM分析显示微观组织由棒状β-Si₃N₄晶粒和均匀的孔组成。通过改变硅粉的含量, 制备了不同气孔率, 力学性能优异的多孔氮化硅陶瓷。     

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.     

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.     

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.       

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.     

无压烧结氮化硅陶瓷的力学性能和显微结构

以MgO-Al₂O₃-SiO₂为烧结助剂,借助XRD、SEM、TEM、EDS、HRTEM等手段,研究了无压烧结氮化硅陶瓷材料的力学性能和显微结构,着重探讨了材料制备工艺、力学性能和显微结构之间的关系,通过调整制备工艺改善材料微观结构以提高材料的力学性能.强化球磨混合的试样经1780℃无压烧结3h后,抗折强度高达1.06GPa,洛氏硬度92,显微硬度14.2GPa,断裂韧性6.6MPa·m^0.5.材料由长柱状β-Si₃N₄晶粒组成,晶粒具有较大的长径比,长柱晶的近圆晶粒尺寸0.3-0.8μm,长度3-6μm,长径比约7-10,显微结构均匀.     

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.     

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.     

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.     

凝胶注模成型制备纳米复合多孔氮化硅陶瓷

采用凝胶注模成型两步法烧结工艺,利用纳米碳粉增强,成功地制备出了具有高强度、结构比较均匀并有较高气孔率的氮化硅多孔陶瓷。借助X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线能谱(EDS)、Archimedes法和三点弯曲法等方法对多孔氮化硅陶瓷的微观结构和基本力学性能进行了研究。结果表明:在适当工艺条件下可制成平均强度>100 MPa、气孔率>60%的多孔氮化硅陶瓷。SEM照片显示气孔是由长柱状β-Si₃N₄晶搭接而成的,气孔分布均匀。XRD图谱显示有SiC生成。发育良好的柱晶结构、均匀的气孔分布以及反应生成的SiC微晶是获得高性能的主要原因。      

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.     

多孔氮化硅/碳化硅复合材料制备的反应机理分析

为了探索碳热还原法制备多孔氮化硅/碳化硅(Si₃N₄/SiC)复合陶瓷材料在高温阶段的反应机理,采用固化的酚醛树脂为碳源,通过热解产生具有反应性的碳,使之在1300-1780℃等不同温度下与表面包裹的氮化硅粉反应,氩气为保护气氛.通过对试样的XRD、TEM分析和显微结构观察,结合反应的热力学和动力学结果计算推测,树脂裂解碳与Si₃N₄反应生成SiC的机理主要为Si₃N₄分解生成Si(l)与C进一步发生的液-固反应,和Si(l)与反应过程中的中间产物CO(g)之间发生的液-气反应.其他还包括C与Si₃N₄间直接进行的固-固反应;C与Si₃N₄表面的SiO₂间的气-固反应以及由SiO(g)、Si(g)参与的气-固反应.树脂裂解碳与Si₃N₄从1400℃左右开始发生反应形成SiC,温度升高对SiC层的生长有促进,保温时间的延长对SiC层的生长厚度影响较大.     

热丝CVD生长SiCN薄膜的研究

在HFCVD系统中采用SiH₄/CH₄/H₂/N₂混合气体成功的制备了SiCN薄膜.SEM照片显示制备的SiCN薄膜由棒状结构构成,而在HRTEM下发现这些棒状结构是由生长在无定型SiCN基体当中的纳米晶粒组成的.进一步的SAED和XRD分析说明SiCN纳米晶粒具有类似于α-Si₃N₄的结构.XPS和FTIR分析表明薄膜中含有Si、C、N和O几种元素以及C=N、Si-N和C-N等共价键,但是并没有观察到C-Si的存在.由实验得出结论,SiCN晶体的生长包括两个步骤:α-Si₃N₄团簇的生长和C取代其中Si的过程.