氧氮玻璃连接Si3N4陶瓷的可行性研究

本文采用Ｙ－Ｓｉ－Ａｌ－Ｏ－Ｎ系氧氮玻璃对Ｓｉ３Ｎ４陶瓷进行了１４５０，１６００℃保温３０ｍｉｎ的润湿实验和连接实验，结果表明，氧氮玻璃对Ｓｉ３Ｎ４的润湿性较好，１４５０℃时两者的热膨胀系数差异明显，而１６００℃时热膨胀系数差异减小，接头附近存在扩散区，氧氮玻璃可以连接Ｓｉ３Ｎ４陶瓷。     

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。     

Co—Ti,Ti—Zr—Cu高温钎料在Si3N4陶瓷上润湿性与界面连接

设计了Ｃｏ－Ｔｉ，Ｔｉ－Ｚｒ－Ｃｕ两种高温钎料，进行了它们与Ｓｉ３Ｎ４表面的润湿性实验，利用ＸＲＤ分析钎焊合金与陶瓷界面，结果表明Ｃｏ－Ｔｉ合金中Ｔｉ以化合形态形式存在时，钎料不润湿Ｓｉ３Ｎ４陶瓷，钎焊合金与陶瓷间的办面连接强度与基体材料及界面反应产物密切相关。     

Si3N4原料对形成长颗粒Ca-α-Sialon晶粒形貌的影响

针对固定组份的Ｃａ－α－Ｓｉａｌｏｎ系统Ｃａ１．８Ｓｉ６．６Ａｌ５．４Ｏ１．８ｎ１４．２）,选用不同α／β比值的Ｓｉ３Ｎ４原料考究了无压烧结所得材料的致密化,反应过程及显微结构的异同。     

SHS-β-Si3N4的气氛加压烧结

本文用硅粉和氮通过高温自蔓延方法合成β－Ｓｉ３Ｎ４粉末，以此为原料，采用气氛加压烧结工艺，研究了烧结助剂ＹＡＧ的添加剂量及烧结保温时间对其性能的影响，研究结果表明在１９４０℃、１．２ＭＰａＡｒ，保温１ｈ的条件下，β－Ｓｉ３Ｎ４粉烧结后可达９９％的理论密度并且具有较高的断裂韧性及硬度。     

ZrO2-Si3N4陶瓷复合材料中的化学不相容性

ＺｒＯ２与Ｓｉ３Ｎ４之间存在化学反应生成ＺｒＮ或氧氮化锆,ＺｒＯ２也可能被氮稳定形成氮稳定的ＺｒＯ２。本文对ＺｒＯ２－Ｓｉ３Ｎ４陶瓷复合材料中的化学不相容性及抑制措施进行了综述。     

抗磨添加剂对Si3N4/45#钢摩擦副摩擦学性能的影响

近年来Ｓｉ３Ｎ４基陶瓷刀具在铸铁的切削加工中是到较为成功的应用，但在加工碳钢等时，却产生较严重的化学磨损，不仅如此，干切削条件下陶瓷刀具和金属工件接触区产生的高温加剧了刀具与工件接触面间元素相互扩散，Ｓｉ３Ｎ４颗粒的氧化及其氧化润滑、冷却作用，尤其极压抗磨添加剂的摩擦化学作用来减小陶瓷的磨损率，在销－盘试验机上考察了ＺＤＤＰ和ＴＣＰ两种常用抗磨添加剂的性能，结果表明，两种添加剂均具有很好的减摩抗     

溶胶-凝胶法制备纳米Si3N4(Y2O3)粉末的研究

本文以硅溶胶、尿素和炭黑为原料，采用溶胶－凝胶碳热氮化法在１５００℃、２ｈ条件下制得粒径为５０－８０ｎｍ的Ｓｉ３Ｎ４纳米粉末。比较了由硅溶胶与尿素经氨解合成的前驱体和硅溶胶二种不同起始物料的反应活性，研究了氮化条件对合成反应的影响。结果表明：氨解前驱体使硅溶胶中的结构水排除，有助于加快反应速率，提高产物氮含量。本文同时以Ｙ（ＮＯ３）３为添加剂，在溶液状态与硅源混合，合成了Ｓｉ３Ｎ４－Ｙ２Ｏ３纳米复     

SiO2-Si3N4复合材料的力学性能及其增韧机理

采用热压工艺制备了ＳｉＯ２－Ｓｉ３Ｎ４复合材料，其抗弯强度和断裂韧性达到１４３ＭＰａ和１．７ＭＰａ．ｍ＾１／２，比基体ＳｉＯ２材料分别提高１０７％和７０％，复合材料改善是由于高弹性模量的Ｓｉ３Ｎ４引入以及ＳｉＯ２和Ｓｉ３Ｎ４热膨胀系数不匹配导致的残余应力。     

Si3N4/BN(f)复合材料的相界面

本文借助高分辩电子普微镜研究了Ｓｉ３Ｎ４／ＢＦ（ｆ）复合材料的相界面。研究发现，ＢＮ纤维的两端与基体结合牢固，界面不易解离，材料民裂过程中纤维很难拔出。材料的韩性主要通过ＢＮ纤维自身（００１）面上的滑移、撕裂和弯曲以及ＢＮ纤维的侧表与Ｓｉ３Ｎ４颗粒的颗上的解离等途径得以提高．     

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．     

Si3N4/BN层状复合陶瓷抗穿甲破坏实验研究

研究了Si3N4/BN层状复合陶瓷的抗冲击破坏及抗穿甲破坏行为.研究发现:在射钉枪的作用下,处于自由状态的Si3N4/BN层状复合陶瓷比Si3N4块体陶瓷具有更好的抗冲击破坏能力.在7.62mm口径穿甲燃烧弹的作用下,Si3N4/BN层状复合陶瓷的抗穿透能力比Si3N4块体陶瓷略有下降,但仍远远高于45号钢材,而且在实弹冲击后不会像Si3N4块体陶瓷那样整体破坏.     

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.     

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。     

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．     

无压烧结制备氧氮化硅陶瓷

以β－Si3N4和ＳiO2粉末为原料,以ＭgAl2O4为烧结添加剂,通过无压烧结制备出致密的Ｓi2N2O陶瓷材料,所得材料由柱状Ｓi2N2O颗粒和少量β－Si3N4颗粒复合组成,研究了烧结温度对材料显微结构的影响,发现材料的断裂大部分是穿晶断裂。     

Si3N4粉体表面分析及偶联剂作用量的选择

在Si3N4的粉体的生产和存储过程中，氧化和水解是两个不利的因素，但在偶联剂的作用下，它们在提高陶瓷粉体与有机载体的相容性方面起到了促进作用。本文测定了未经处理的Si3N4粉及通过氧化和水解改性的Si3N4粉的表面性质，并分析了它们对偶联剂选择作用量的影响。     

PCVD法合成的无定形Si3N4纳米粉末和薄膜的红外特性比较

用等离子冷放电化学气相法（ＰＣＶＤ）合成的高纯、超细的无定形Ｓｉ３Ｎ４粉末，领教旷了不同时间和在红外灯下烘烤短时间后，进行红外光谱的测定，发现合成的粉末测量暴露于空气中就产生了氧化，而后随着储放时间的延长，表面氧化愈来愈严重，Ｓｉ－Ｏ键的吸收峰强度明显增强。而Ｓｉ－Ｎ－Ｓｉ键，Ｓｉ－Ｈ键的吸收峰则愈来愈弱，直至仅有极小的吸收，而用低温ＰＣＶＤ法合成的无定形薄膜的特征吸收峰宽且强，与刚合成的粉末的红     

Joint strength and interfacial microstructure in silicon nitride/nickel-based Inconel 718 alloy bonding

Joining of Inconel 718 alloys to silicon nitrides using Ag–27Cu–3Ti alloys was performed to investigate the microstructural features of interfacial phases and their effect on joint strength. The Si3N4/Inconel 718 alloy joints had a low shear strength in the range 70.4–46.1 MPa on average, depending on joining temperature and time. When the joining time was held for 1.26 ks at 1063 K, shear, tension, and four-point bending strength were 70.4, 129.7, and 326.5 MPa on average. The microstructures of the joints typically consisted of six types of phases. They were TiN and Ti5Si4 between silicon nitride and filler metal, a copper- and silver-rich phase, island-shaped Ti–Cu phase, a Ti–Cu–Ni alloy layer between filler and base metal, and diffusion of titanium into the Inconel 718 alloys. With increasing joining temperature, the thickness increase of the Ti–Cu–Ni alloy layer was much greater than that of the reaction layer. Thus the diffusion rate of titanium into the base metal was much greater than the reaction rate with silicon nitride. This behaviour of titanium results in the formation of a Ti–Cu–Ni alloy layer in all the joints. The formation of these layers was the cause of the strength degradation of the Si3N4/Inconel 718 alloy joints. This fact was supported by the analyses of fracture path after four-point bending strength tests.