江川[1]2014年在《MoSi_2基电热材料的制备与组织性能研究》文中研究表明摘要：MoSi2是一种金属间化合物,它具有较高的熔点、较低的热膨胀系数和良好的高温抗氧化性,已经广泛应用于高温电阻炉的发热元件。本文分别采用铝硅酸盐和Zr02对MoSi2进行复合化研究,采用真空烧结的方法制备出常规MoSi2发热元件和MoSi2-ZrO2复合电热材料,借助扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计、电子万能试验机等设备,对复合材料的组织和性能进行了研究,主要结论如下：(1)铝硅酸盐复合化的MoSi2发热元件晶粒大小约为20gm,黑色玻璃相颗粒细小、分布均匀,致密度达到95.13%,抗弯强度达到205MPa,硬度为8.22GPa,断裂韧性为3.25MPa·m1/2。与国内同类产品相比,上述性能分别提高了3.03%、36.67%、19.50%、23.11%。(2)铝硅酸盐复合化的MoSi2发热元件在高温通电氧化后,横截面由外至内分为了叁层,外层是以Si02为主要成分的氧化膜,次外层为MoSi2内部为MoSi2基体。MoS12发热元件氧化膜的生长符合L=0.43+5.05×107exp (-28397.9/T)t1/2关系,氧化激活能为236kJ/mol,抗弯强度随着氧化膜的增厚而提高。在1600℃氧化3h后,MoSi2发热元件氧化膜厚为22.3μm,抗弯强度达273MPa,抗弯强度比氧化前提高了51.7%。(3)随Zr02含量的增加,MoSi2基复合材料的硬度、抗弯强度、断裂韧性都得到了提高。添加9vol%ZrO2使MoSi2材料的硬度从9.51GPa提高到11.02GPa,抗弯强度从158MPa提高到322MPa,断裂韧性从2.73MPa·M1/2提高到4.23MPa·M1/2。添加Zr02后力学性能得到改善主要原因为致密度的提高和细晶强韧化。(4)添加Zr02提高了MoSi2材料的电阻率和抗热震性能。添加9vo1%Zr02使MoSi2基复合材料的电阻率提高了18.9%,热震温差提高了100℃。抗热震性能提高是因为ZrO2的增韧作用和裂纹偏转效应。
李和平[2]2004年在《ZrO_2/MoSi_2电热复合材料的制备及组织性能研究》文中研究说明本文采用模压法和挤压成型法制备了ZrO2/MoSi2复合型电热材料，并对其力学性能，电学性能，热学性能进行了测试。利用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射分析仪(XRD)等对各组分试样的断口形貌，物相进行了分析·探讨了ZrO2含量，烧结时间等对复合型电热材料组织性能的影响。结果发现：随着ZrO2添加量的增加，受颗粒尺寸的影响，材料的密度及致密度呈先减小后增加的趋势，孔隙率呈先增加后减小的趋势。其原因在于：一是因为在烧结过程中，当ZrO2添加量较少时，由于ZrO2颗粒尺寸要比基体材料的尺寸大，必然会更多的形成孔洞，这种孔洞大多是以大孔洞的形式出现，这就会造成材料致密度的下降，而当ZrO2添加量逐渐增大时，ZrO2在弥散分布的同时，会更多的形成小孔洞，这种弥散小孔洞相对于大孔洞来讲，会弱化材料致密度的降低。由于ZrO2在低温下为绝缘体，所以ZrO2的加入，将极大的增加复合型发热元件的电阻率，并且，ZrO2含量与复合型发热元件电阻率的增加基本呈线性关系。电阻率随孔隙率的增加而增加。ZrO2/MoSi2基复合型发热元件的断裂方式主要是以穿晶断裂为主，随着ZrO2体积分量的增加，沿晶断裂分量有增加趋势。但沿晶断裂分量的增加并不是说试样性能的下降，而是说此沿晶断裂是在更高外载下作用的结果，因此，ZrO2粒子的加入对材料性能的改善是有利的。并且随着烧结时间的增加，这种增加趋势会加强。ZrO2粒子充当了MoSi2基体材料的硬质相作用，对材料来说起到强化效果。随着烧结时间的增加，无论是材料的力学性能，电学性能还是复合型电热材料的热学性能都得到了显着的提高。
王芳[3]2008年在《碳化硅电热元件涂层的制备及性能研究》文中指出SiC电热元件优异的抗氧化性缘于氧化中形成的致密SiO2膜的低氧扩散系数和热膨胀系数对SiC的保护作用,但在加热和冷却过程中的相变体积效应易使SiO2膜开裂,造成SiC氧化加剧。提高SiC高温下的使用寿命和抗氧化能力最为有效的措施之一是在碳化硅电热元件表面涂覆抗氧化涂层。本文采用料浆法涂覆工艺,通过调整涂层原料及组成比例,在碳化硅电热元件上制备了以莫来石为主的多组复合涂层。本文主要基于对涂层原料组分的热膨胀系数、相变体积效应、高温氧扩散速率及高温下与基体间化学稳定性的分析研究和对比实验,筛选出了抗氧化性能优异的莫来石/SiC/Al2O3/Si复合涂层。以循环热冲击和氧化增重的方法评价涂层抗氧化性能。同时研究了涂层制备过程中不同工艺条件对涂层性能的影响,并通过观察未涂覆涂层及涂覆复合涂层的基体在循环热冲击后的涂层形貌和基体的氧化增重情况,研究了复合涂层的形成机理和抗氧化性能。由热力学分析得出:在加热到一定温度条件下,涂层的氧化主要以Si ( s)+ O2 (g)=SiO2(s), SiC ( s)+ 2O2 (g)=SiO2(s)+CO2(g)的化学反应形式完成,它们氧化后的最终产物为SiO2。在1200～1400℃的氧化环境下,用涂层处理过的电热元件氧化增重率较无涂层的小。本实验的最佳配方的重量百分比和工艺为:50%莫来石+20%Si+20%SiC+10%Al2O3,1400℃保温4小时后用正硅酸四乙酯进行封闭处理。封闭处理涂层的抗氧化效果为:1400℃空气中氧化60h,氧化增重仅为0.036%。在经过40次抗热震循环后才产生轻微裂纹,氧化增重0.079%,仅为未涂覆涂层基体氧化增重(1.492%)的1/18。
胡萍[4]2004年在《结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究》文中研究指明超塑性是具有点阵结构的材料的普遍潜在属性，是材料变形失稳后能重新建立起的稳定的变形过程，其微观物理过程主要是晶界行为，晶界的滑移、迁移和移位。超塑性的实现是材料的内在条件和外在条件相协调的结果。先进的超塑材料，有陶瓷、金属间化合物、铝锂合金等。金属间化合物由金属元素与类金属元素形成，原子长程有序排列，原子间金属键及共价键共存，可同时兼顾金属的较好塑性和陶瓷的高温强度，是一类低密度、高熔点、性质介于金属与陶瓷之间的有序结构化合物，是航空、航天、交通运输、化工、机械等工业部门的重要结构材料和半导体、磁性、储氢、超导等方面的功能材料。金属间化合物作为结构材料的基本特色是在室温下有高的比强度，且高温也能保持。近十多年来，先进工业国家，如美、日、欧洲诸国都制定了全国性的研究计划发展金属间化合物，特别重视发展一种介于Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的高温结构材料，以便在温度和机械性能上都能填充Ni基高温合金和高温陶瓷材料之间的空隙。金属间化合物普遍存在脆性问题，加工性能非常差。超塑性成形为金属间化合物的加工成形提供了可行的途径。本文目的是为后续的金属间化合物的超塑性研究做前期工作，使超塑性研究的新领域——硬脆性结构材料的研究得以延伸和扩展。金属间化合物的种类有铝化物、硅化物、难熔金属间化合物等，国内外的研究集中于铝化物和硅化物两种体系。铝化物包含Ni-Al、Ti-Al、Fe-Al等，硅化物包括Mo-Si、Fe-Si、Ni-Si等。金属间化合物结构材料的基本力学性能特征是：1)屈服强度随温度升高而提高，即R现象；2)脆性——本征脆性和环境脆性。脆性问题是影响金属间化合物走向实用化的最严重的
马勤, 郭铁明, 李和平, 季根顺, 周琦[5]2005年在《MoSi_2-ZrO_2复合电热材料的制备与性能》文中研究说明通过挤压成型法制备了不同体积百分比的MoSi2-ZrO2复合电热材料,研究了第二相ZrO2颗粒的加入量及烧结时间对MoSi2基体材料的显微结构及力学和电学性能的影响。结果表明,ZrO2的加入细化了MoSi2基体的晶粒,改善了其力学性能及抗热震性能,与纯MoSi2相比,含20%ZrO2颗粒的复合材料的室温抗弯强度提高74%,电阻率提高43%,耐热温度也有一定的提高;随着烧结时间的增加,无论是材料的力学性能,电学性能还是复合发热体的热学性能都得到了显着的提高。
艾云龙[6]2008年在《基于SiC/ZrO_2协同作用的MoSi_2改性技术研究》文中指出MoSi2是一种金属间化合物,它具有较高的熔点、较低的密度和良好的高温抗氧化性,作为高温结构材料和室温摩擦材料在航空和汽车领域有着广泛的应用前景。但MoSi2室温脆性高而高温强度低,成为其实用化的主要障碍。本文为了提高MoSi2的综合性能,基于纳米改性技术,提出了采用纳米SiC/ZrO2颗粒、SiC晶须/ZrO2纳米颗粒协同复合MoSi2陶瓷的构想,从制备工艺、组织结构、力学性能等方面开展深入系统的探讨,为MoSi2基复合材料在结构材料中的应用奠定基础。本文完成的主要工作和取得的成果如下:1.利用多相悬浮液混合法制备了SiC/ZrO2-MoSi2复合粉体,发现以聚乙二醇为分散剂、水为分散介质,并利用超声振荡分散以及SiC晶须通过调节乙醇悬浮液的pH值,可获得各相分布均匀的SiC(W)/ZrO2-MoSi2复合粉。2.利用热压烧结制备了SiC/ZrO2 -MoSi2纳米复相陶瓷,通过对复相陶瓷的相组成与显微结构和力学性能的分析,发现SiC/ ZrO2协同作用综合机制提高复相陶瓷抗弯强度、断裂韧度以及细化晶粒作用明显,20%SiC(p)+10%ZrO2+MoSi2的抗弯强度是MoSi2的3.8倍,断裂韧度为2.4倍;15%SiC(w)+15%ZrO2+MoSi2的抗弯强度是MoSi2的2.6倍,断裂韧度为2.5倍。3.首次利用密栅云纹干涉法测试分析了纳米复相陶瓷高温断裂韧度,发现SiC/ZrO2协同作用提高复相陶瓷高温断裂韧度,纳米ZrO2颗粒高温增韧效果优于纳米SiC颗粒,纳米SiC颗粒高温增韧效果优于SiC晶须。4.利用压痕-急冷法研究了SiC/ZrO2 -MoSi2纳米复相陶瓷在100℃～600℃温差范围内的抗热震性能,发现纳米SiC颗粒或晶须与纳米ZrO2颗粒协同复合MoSi2改变了陶瓷裂纹扩展路径和形态,提高抗热震性能;纳米SiC颗粒提高MoSi2抗热震性能效果优于SiC晶须。探讨了SiC/ZrO2 -MoSi2纳米复相陶瓷“粉化”现象、抗氧化性能以及表面膜形成机制,发现复相陶瓷“粉化”现象减弱或没有,表面玻璃膜易形成,SiC/ZrO2协同作用有利于高、低温抗氧化能力的提高。5.通过室温磨损试验,测试分析了SiC/ZrO2-MoSi2纳米复相陶瓷的磨损特性,发现SiC/ZrO2协同作用能明显改善MoSi2陶瓷的耐磨性,纳米ZrO2颗粒的加入使复相陶瓷粘着磨损比例增大,纳米SiC颗粒的加入使复相陶瓷的磨粒磨损比例增大;纳米SiC/ZrO2颗粒与SiC晶须/ZrO2纳米颗粒协同作用相比,前者复相陶瓷磨粒磨损特征更明显。6.首次利用X射线衍射法研究了SiC/ZrO2-MoSi2纳米复相陶瓷微观应变,分析了SiC/ZrO2协同作用与MoSi2基体的位错关系,探讨了复相协同作用增韧补强MoSi2的机制,发现复相陶瓷断裂过程中ZrO2微观应变下降,部分转变为应力诱导ZrO2发生相变以及形成微裂纹,纳米SiC颗粒弥散分布在复相陶瓷中,难以缓解周边基体对其包围所产生或传递的应力,微观应变较大;ZrO2依靠自身相变的体积效应向基体泵入位错,晶内型SiC和ZrO2粒子对复相陶瓷位错的钉扎作用明显,SiC晶须阻碍位错运动,使位错缠结、交割,形成位错网结,另外,第二相粒子周围出现孪晶以及SiC晶须引起层错;复相陶瓷的韧化效应是ZrO2粒子的相变韧化及微裂纹形成、SiC晶须或SiC和ZrO2粒子的裂纹偏转和桥联、细化晶粒以及复合材料“内晶型”结构等机制的综合作用;复相陶瓷的强化机制主要为细晶强化和弥散强化。
荆志新[7]2003年在《MoSi_2基复合发热元件制备及其高温性能研究》文中指出本文在MoSi_2发热元件的基础上，根据合金化和复合化的基本思想，采用自蔓延高温合成技术和不同的烧结工艺等制备方法以及扫描电镜、X射线衍射和高温叁点弯曲强度等测试手段对SiC／Si_3N_4颗粒增强的MoSi_2基复合材料的粉体的制备过程、粘结剂改性、显微组织、高温力学性能、电热性能和氧化膜产物进行了比较系统的研究。对比了常压烧结、热压烧结和原位合成等工艺对MoSi_2基复合材料上述性能的影响。 研究表明：MoSi_2基复合材料粉体的自蔓延高温合成反应受合金化元素Al和W量的限制，燃烧反应的产物是固溶相(Mo,W)(Al,Si)_2，并且伴生少量(Mo,W)_5Si_3相。适当提高烧结温度和延长保温时间有利于提高试样烧结致密度，合金化元素Al促使了液相烧结，提高了复合材料的致密度。分别用SiC和Si_3N_4颗粒增强的MoSi_2复合材料的室温强度比单体MoSi_2材料的室温强度提高一倍左右，热压烧结复合材料的高温性能差异较大，SiC颗粒增强的(Mo_(0.8)，W_(0.2))(Al_(0.3)，Si_(0.7))_2基复合材料在1400℃高温强度提高幅度明显。Si_3N_4增强颗粒会与合金化元素Al发生反应生成AlN，损害热压试样高温性能，Si_3N_4颗粒不适宜与Al合金化元素共同作用来完成合金化和复合化过程。复合材料以沿晶断裂和解理混合断裂为主。常压烧结的颗粒增强的MoSi_2基复合材料在600℃-1700℃氧化时，添加Al元素的试样氧化膜很快生成，氧化率增大。在600℃低温氧化时Si_3N_4颗粒增强的(Mo_(0.8)，W_(0.2))(Al_(0.3)，Si_(0.7))_2很快发生“pest”效应，该过程认为是受缺陷部位优先氧化机理控制，由Si_3N_4颗粒氧化引起缺陷的增加给试样内部的Al元素提供了反应的空间和机会，两因素的共同作用最终导致“pest”效应的快速发生。在1250℃-1700℃区间内MoSi_2基复合材料的电阻率与MoSi_2发热元件相似，随温度变化大略呈线形变化，电阻率增幅为10％-25％。
王晓虹[8]2013年在《Nb、Al合金化MoSi_2的合成、组织与性能研究》文中认为MoSi_2及其硅化物基材料被认为是一种非常有潜力的可用于1200℃以上的高温结构材料，但存在室温断裂韧性差、高温易蠕变以及低温粉化瘟疫的缺陷。针对上述问题，本文以Nb单一合金化和Nb、Al协同合金化MoSi_2为思路，利用固体与分子经验电子理论进行材料理论设计与性能预测，通过热力学计算了理论绝热燃烧温度，采用燃烧合成技术获得超过饱和固溶体，运用真空热压烧结和放电等离子烧结技术使其致密化，并对其组织和性能进行研究。根据固体与分子经验电子理论，对C11_b型MeS_2（Me=Mo,Nb；S=Si,Al）价电子结构的计算表明，Nb、Al合金化引起C11_b相中原子杂化状态变化，使C11_b相中最强键及次强键的键能及键上共价电子对数的下降，导致宏观硬度降低；Nb单一合金化提高了C11_b相中共价电子数比例值，有利于提高C11_b相的强度；Al单一合金化和微量Nb、Al协同合金化均使值下降，导致C11_b相强度下降。采用双亚点阵模型对(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2和Mo(Si_(1-y)Al_y)_2体系的理论绝热温度进行了模拟计算，结果表明Nb或Al的固溶引起C11_b相和C40相热容及热焓的变化，从而改变体系的绝热温度，实验设计成分(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2和Mo(Si_(1-y)Al_y)_2的理论绝热温度均高于1800K，可以在室温下由元素粉末通过燃烧合成反应生成。以Mo、Si、Nb、Al元素粉末为原料，通过燃烧合成技术制备了(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2、Mo (Si_(1-y)Al_y)2和(Mo_(1-x)Nb_x)(Si_(1-y)Al_y)_2合金。燃烧合成产物主要为固溶有Nb(Al)的C11_b相和C40相，存在过饱和固溶现象。Nb合金化促进NbSi_2及MoSi_2型C40相形成，Al单一合金化及Nb、Al协同合金化促进Mo(Si,Al)_2型C40相的形成。Nb、Al合金化促进了MoSi_2燃烧合成反应的放热，使燃烧温度上升，其反应机制为：熔融-溶解-析出。以燃烧合成产物为原料，分别采用真空热压烧结和放电等离子烧结制备了致密的(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2和(Mo_(1-x)Nb_x)(Si_(1-y)Al_y)_2合金，C11_b相中过饱和固溶的Nb/Al在烧结过程中发生脱溶形成C40相。热压使合金相组成趋近于平衡状态。放电等离子烧结速度快、温度低，形成的合金晶粒细小且仍存在过饱和C11_b相。系统研究了热压合金的室温力学性能，结果表明：少量Nb固溶使(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2合金室温硬度下降，弯曲强度升高，对断裂韧性无显着影响。大量Nb使C40相增加，导致硬度上升，强度和断裂韧性下降。Nb和Al协同合金化对室温弯曲强度的影响不大，有Nb存在时，Al添加量达一定值（y=0.15）会显着恶化MoSi_2的强度。少量Nb和Al协同合金化可显着提高室温断裂韧性，最高达到10.7MPa/m~(1/2)，比纯MoSi_2提高了74%，增加合金量促使形成Mo(Si,Al)2型C40相导致(Mo_(1-x)Nb_x)(Si_(1-y)Al_y)_2合金断裂韧性降低而硬度升高。对放电等离子烧结合金的室温和高温力学性能进行了系统研究，结果表明：放电等离子烧结合金的强度和硬度均高于同成分热压合金。放电等离子烧结(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2合金的强度、硬度和断裂韧性变化趋势和热压合金一致，但断裂韧性下降较慢。Nb的增加使(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2合金高温压缩强度呈现出先增后降的趋势，(Mo_(0.85)Nb_(0.15))Si_2合金的高温强度达到246MPa，比MoSi_2提高了110%。(Mo_(0.85)Nb_(0.15))Si_2合金高温变形经历了整体变形和玻璃相集中变形两个阶段，玻璃相集中变形使高温流变应力下降，而MoSi_2只经历了整体变形阶段。Nb、Al协同合金化可更有效的改善高温性能，Nb在高温下起到固溶强化作用，并且有助于产生层错强化效应；少量Al可减少晶界SiO2玻璃相使高温强度上升，但大量Al合金化会降低C11_b和C40相的高温强度；(Mo_(0.85)Nb_(0.15)(Si_(0.97)Al_(0.03))_2合金在1400℃具有最高的压缩强度，达到252MPa，该合金同时还具有最佳室温综合力学性能。热压工艺制备的合金在500℃没有发生粉化瘟疫现象。Nb单一合金化加剧了MoSi_2的低温氧化，通过高温预氧化处理可在(Mo_(1-x)Nb_x)Si_2表面形成保护性氧化膜，提高低温抗氧化性能。Nb和Al协同合金化MoSi_2的低温抗氧化性优于Nb单一合金化，Nb的作用仍然是加速低温氧化，而Al则有利于抑制低温氧化。(Mo_(0.97)Nb_(0.03)(Si_(0.97)Al_(0.03))_2合金低温氧化性能优于纯MoSi_2。大量合金元素不利于高温预氧化保护膜的形成，大量Al促进氧化形成没有自愈合作用的莫来石-氧化铝复合氧化膜，大量Nb促使MoO_3形成，MoO_3在高温下气化，导致氧化膜出现大量孔洞，不能产生保护作用，甚至恶化材料的低温抗氧化性能。
古思勇[9]2010年在《镍基合金表面二硅化钼涂层的制备及其组织结构研究》文中研究指明金属间化合物MoSi_2高温时其表面会形成一层致密的SiO2保护膜,因而具有特别优异的高温抗氧化性能,它常作为难熔金属、石墨和C/C复合材料的高温抗氧化涂层。镍基合金因其优异的高温力学性能而应用广泛,但当温度超过1000℃时,其高温抗氧化腐蚀性能会显着降低,为提高镍基合金的抗高温氧化腐蚀性,可在其表面涂覆防护涂层,如铝元涂层、热障涂层和高温合金微晶涂层,但鲜见MoSi_2作为镍基合金涂层的报道。本文采用大气等离子喷涂技术,以自蔓延合成粉末和团聚体粉末为喷涂原料在镍基合金表面制备了MoSi_2涂层,研究了等离子喷涂的主要参数(喷涂功率、喷涂距离、氩气流量和送粉量)对MoSi_2涂层相组成和微观组织的影响,并初步探讨了涂层的结合机理,得出如下研究结果:1.以自蔓延合成粉末为喷涂粉末时,喷涂参数对涂层质量影响明显。因粉末粒度过小,在喷涂过程中发生氧化作用,难以减少涂层中富钼相的产生;虽采用喷涂功率为30kw、喷涂距离为100mm、气体流量为50L/min和送粉量为18g/min的喷涂工艺可制备出涂层较致密、相组成相对较为理想的MoSi_2涂层,但涂层中仍含有较多富钼相。2.采用粒度为30～54μm的团聚体粉末进行喷涂,可解决自蔓延合成粉末喷涂时涂层相组成不理想的问题,且涂层显微组织致密,孔隙较少;在此原料下,喷涂功率和氩气流量对涂层相组成的影响不大,而喷涂距离和送粉量的影响较为明显;最佳喷涂工艺参数为:喷涂功率为35kw、喷涂距离为100mm、氩气流量为45L/min和送粉量为21g/min。3.涂层的结合强度为20.3MPa,MoSi_2层和NiCoCrAlY层间界面呈机械结合状态,但部分区域存在粗大的扁平状孔隙,NiCoCrAlY层与基体间呈冶金结合状态;由于NiCoCrAlY层与MoSi_2层间的热匹配性较差,使其界面存在较多的孔隙缺陷而成为涂层的薄弱结合部位。
杭瑞强[10]2006年在《MoSi_2电热材料研究》文中指出MoSi_2是一种金属间化合物,既具有类似金属的导电性,又具有类似陶瓷的耐高温抗氧化性。长期以来,MoSi_2发热元件因具有升温速度快和抗氧化能力强的特点,作为高温工业炉电阻发热元件的主流之一在玻璃工业、电子工业、冶金工业、陶瓷工业等各领域中得到了广泛应用。世界上生产MoSi_2发热元件的厂家中以瑞典的康泰尔(Kanthal)的产品质量最好,几乎垄断了整个国际市场,但其生产工艺至今保密。国内发热元件厂家生产的MoSi_2发热元件在使用性能上与其相差甚远。 本文在工厂MoSi_2发热元件生产工艺的基础上,采用淬熄实验对粉体制备的自蔓延高温合成(SHS)微观过程进行分析,采用不同的烧结工艺制备发热元件,并用光学显微镜、扫描电镜(SEM)进行显微组织观察,用X射线衍射仪(XRD)进行物相分析,采用万能材料试验机进行抗弯强度测量,采用箱式高温氧化炉测定元件的抗氧化性能。 研究表明,在Mo粉与Si粉的SHS过程中有中间产物Mo_3Si和Mo_5Si_3,但最终产物为纯MoSi_2,但不管生成哪种中间产物,体系的自由焓都趋于降低;而炉内高温合成同样有上述中间相产生,但MoSi_2生成要以Si的熔化为前提。适当地提高烧结温度和延长保温时间有利于提高烧结试样的致密度,但是过高的烧结温度和过长的烧结时间容易产生二次再结晶,使元件性能恶化。从MoSi_2的氧化动力学曲线可以看出,烧结温度越高,抗氧化性能越好,但总体上表现出了稳定的趋势。没有采取保护措施的元件渗碳严重,且碳大部分都分布在孔洞内,造成应力集中,二次再结晶现象较严重,高温下基本上没有韧性,不能弯曲;采取保护措施的元件基本上没有二次再结晶现象,可以在高温下热弯,且弯曲表面光滑,生膜状况良好,抗弯强度高。
参考文献：
[1]. MoSi_2基电热材料的制备与组织性能研究[D]. 江川. 中南大学. 2014
[2]. ZrO_2/MoSi_2电热复合材料的制备及组织性能研究[D]. 李和平. 兰州理工大学. 2004
[3]. 碳化硅电热元件涂层的制备及性能研究[D]. 王芳. 西安科技大学. 2008
[4]. 结构金属间化合物的国内外研究分析及其超塑性的研究[D]. 胡萍. 吉林大学. 2004
[5]. MoSi_2-ZrO_2复合电热材料的制备与性能[J]. 马勤, 郭铁明, 李和平, 季根顺, 周琦. 工业加热. 2005
[6]. 基于SiC/ZrO_2协同作用的MoSi_2改性技术研究[D]. 艾云龙. 南京航空航天大学. 2008
[7]. MoSi_2基复合发热元件制备及其高温性能研究[D]. 荆志新. 西北工业大学. 2003
[8]. Nb、Al合金化MoSi_2的合成、组织与性能研究[D]. 王晓虹. 中国矿业大学. 2013
[9]. 镍基合金表面二硅化钼涂层的制备及其组织结构研究[D]. 古思勇. 湖南科技大学. 2010
[10]. MoSi_2电热材料研究[D]. 杭瑞强. 西北工业大学. 2006