方舟[1]2002年在《ZrB_2陶瓷的自蔓延高温合成与烧结》文中进行了进一步梳理ZrB_2陶瓷具有高熔点、高强度、高硬度、导热导电性好、良好的中子控制能力等特点，因而在高温结构陶瓷材料、复合材料、耐火材料以及核控制材料等领域中得到了较好的应用。本文采用Zr-B、Zr-B_2O_3-Mg、ZrO_2-B_4C-C叁个反应体系，利用自蔓延高温合成(SHS)技术或固相反应的方法得到了较纯净的ZrB_2陶瓷粉末，并对SHS合成过程的化学反应规律、机理及材料宏观结构动力学进行了研究，最后采用热压烧结方法制备出ZrB_2陶瓷。 热力学分析表明，Zr-B_2O_3-Mg体系在120℃和170℃左右体系脱出吸附水，450℃左右B_2O_3熔化，643℃左右体系发生强烈的放热反应：包括Mg还原B_2O_3，Zr还原B_2O_3，新生的B与Zr反应生成ZrB_2。650℃时Mg熔融加速了还原反应。720℃左右体系发生更强烈的放热反应，包括反应B_2O_3+Zr+3Mg→ZrB_2+3MgO、B_2O_3+2Zr+Mg→ZrB_2+MgO+ZrO_2以及上述所有可能的反应。 SHS实验和动力学行为分析表明：Zr-B体系SHS反应生成单相的ZrB_2粉末产物；Zr-B_2O_3-Mg体系产物为ZrB_2、MgO、ZrO_2的叁相混合物，其理想的实验反应体系为300目的Zr粉和过量15％的Mg参加的反应体系。 SHS过程的材料宏观结构动力学分析表明：(1)．Zr-B体系：体系中粒度更细的B粉包裹在Zr粉周围。随温度的升高，先是B粉被加热，B粉传热给Zr粉，温度达到反应所需的温度时，发生剧烈的放热反应，生成ZrB_2粉末。(2)．Zr-B_2O_3-Mg体系：体系中粒度更细的B_2O_3粉包裹在Zr粉和Mg粉周围。643℃左右时，未熔化的Zr粉和部分没熔化的Mg粉处于熔融态的B_2O_3的包围中，体系中会发生Mg还原B_2O_3、Zr还原B_2O_3、新生的B与Zr反应生成ZrB_2的反应，反应以Mg粉的粗大颗粒或者长条状和Zr粉的颗粒状为产物结构形成和颗粒成核的基础，MgO、ZrB_2和ZrO_2叁种产物好好的结合在一起。720℃左右时，发生反应B_2O_3+Zr+3Mg→ZrB_2+3MgO、B_2O_3+2Zr+Mg→ZrB_2+MgO+ZrO_2，生成物会以已 武汉理＿11人学硕十学位论文生成的叁相产物为成核的基础，在其表面生成并生长，形成更加复杂的叁相产物的混合物。 Zr．B体系 SHS反应产物中含 ZrB。（98．95％）、Zr（1．05％）。 Zr8－Mg体系酸洗产物颗粒基本上为圆形或椭圆形的晶粒，粒径大约在0．5－Zllm左右。大部分产物粒径在48tim左右，其中4 u m以下、6 u m以下、8 u m以下的颗粒各约占 26％、47％、64％。酸洗产物中含 Z3BZ（94．59％）、ZfOZ（3．87％）、H3BO3（1．54％）。采用ZrOZ卫止（体系固相反应合成ZrBz陶瓷粉末时，B入过量匕％和 C过量 10％的反应体系是最理想的合成体系。 ZfBZ陶瓷在 1800”C，30MP山 Ar保护下热压二小时烧结。ZtBZ陶瓷烧结初期，粉末粒子产生塑性流动实现快速致密化；烧结中后期，材料的致密化依靠扩散蠕变来完成。 ZrO丁B4C（体系烧结产物颗粒粒径大约在门 pm左右做正态分布，相对密度为94％。化学元素分析结果烧结产物中含有ZrB。 （95．44％）、ZfOZ （．87％）、B4C（0．32％）、C（0．37％）。 Zr卫刃rMg体系酸洗产物掺加适量的B入和 C后进行烧结，烧结体颗粒外形较规则，粒径大约在 2刁 左右，相对密度为95．4％。
张鹏林[2]2008年在《镁热剂反应自蔓延高温合成TiB_2和ZrB_2陶瓷及其结构宏观动力学研究》文中进行了进一步梳理自蔓延高温合成(Self-propagating High-temperature Synthesis,SHS)因其反应迅速、工艺简单、节约能源等优点成为制备陶瓷、金属间化合物、高性能涂层以及复合材料等的新技术。镁热剂反应自蔓延高温还原合成陶瓷,采用天然氧化物为原料,与普通的元素自蔓延高温合成工艺相比,具有成本低廉、产品性能优异等显着特点,近年来受到国内外研究人员的普遍关注。然而,镁热剂反应由于放热量大、反应温度高、反应过程迅速及反应难以控制等特殊性,迄今为止,对其反应过程及产物结构形成机理等的研究不够深入。因此,研究镁热剂反应自蔓延高温合成TiB2和ZrB_2的反应过程及产物结构形成机理,无论从自蔓延高温合成方法本身的完善还是从促进TiB_2和ZrB_2陶瓷材料的广泛应用来讲都具有重要意义。本文以B_2O_3、TiO_2、ZrO_2和还原性金属Mg为主要原料,采用自蔓延高温合成法成功制备了TiB_2和ZrB_2陶瓷,研究了Mg-TiO_2-B_2O_3和Mg-ZrO_2-B_2O_3两个叁元体系的自蔓延过程及其化学反应特点,并从热力学及结构动力学两方面进行了系统研究。基于热力学理论,对Mg-TiO_2-B_2O_3和Mg-ZrO_2-B_2O_3体系的绝热温度及反应自由能进行了理论计算和分析。计算结果表明:两个体系的绝热温度都超过3000K,远远大1800K(反应能够自维持的温度),并且随着稀释剂含量的增加绝热温度呈现逐渐降低的趋势;两个体系在所研究的温度范围(400-2000K)可能发生的反应的生成自由能均小于零,存在发生反应的可能性。探讨了工艺参数如原料配比、稀释剂等对镁热剂反应自蔓延高温合成TiB_2和ZrB_2陶瓷的合成过程、产物相组成及组织形貌的影响。研究结果表明,原料中Mg和B_2O_3的挥发对产物粉末纯度具有重要影响。随着Mg和B_2O_3含量的增加,产物纯度提高。在反应原料中加入适量的稀释剂MgO(0-5mol),可调节燃烧温度,改善产物粉末的形貌和粒度,随稀释剂MgO含量的增加,产物粉末平均粒度降低。采用叁种不同方法成功淬熄了镁热剂自蔓延高温合成TiB_2和ZrB_2陶瓷时的燃烧波,得到了不同反应程度的产物微区形貌。通过对不同的淬熄区XRD测试分析和扫描电镜观察,结合反应体系DSC分析,系统研究了Mg-TiO_2-B_2O_3和Mg-ZrO_2-B_2O_3体系自蔓延高温合成过程。结果表明:在Mg-ZrO_2-B_2O_3体系中,反应过程经由多个中间反应直至最后完成,B_2O_3在623K熔化,Mg在922K熔化,叁相反应的发生始于1043K。首先发生的反应是ZrO_2和Mg的还原反应生成金属Zr,其次是B_2O_3和Mg的还原反应生成B,最后是Zr和B反应合成ZrB_2。Mg-ZrO_2-B_2O_3体系燃烧反应可划分为如下几个阶段:①预热阶段,B_2O_3、Mg熔化,在“毛细管”作用下,液态Mg渗透到熔融的B_2O_3和固态的ZrO_2颗粒间隙,形成空心熔体球。液态Mg、B_2O_3和固态ZrO_2颗粒混合物在熔体球表面形成薄壳,反应在此薄壳上发生;②反应初段,ZrO_2颗粒与Mg熔体以溶解-析出机制生成Zr和MgO,释放大量的反应热;③反应中段,反应初段放出的强热诱发了Mg-B_2O_3之间的反应,生成B和MgO;④反应末段,Zr和B结合生成ZrB_2。ZrO_2-B_2O_3-Mg之间的反应为复杂的固-液-液反应。Mg-TiO_2-B_2O_3体系的反应过程及产物结构转变与ZrO_2-B_2O_3-Mg体系具有相似性。最后,提出了Mg-TiO_2-B_2O_3和Mg-ZrO_2-B_2O_3体系自蔓延高温合成TiB_2/ZrB_2陶瓷的固相扩散-溶解-析出机制,并建立了相应的物理模型来进行描述。通过物理模型,最后得到了Mg-TiO_2-B_2O_3/Mg-ZrO_2-B_2O_3体系反应生成TiB_2/ZrB_2动力学本征方程。
杨智华[3]2009年在《等离子弧堆焊条件下ZrB_2陶瓷涂层的原位合成技术的探索》文中研究指明二硼化锆由于其极强的耐高温、耐腐蚀性能,近年来一直是材料科学界研究的热点。但是作为一种特异的高温性能的功能材料,ZrB2涂层的制备却十分的困难,并且难以获得大厚度的致密涂层。由于等离子熔覆具有设备简单、熔覆效率高的特点,可用于制备大厚度的、致密的含ZrB2的金属陶瓷涂层。本文采用等离子弧堆焊设备,通过锆与硼合金粉末之间的高温冶金反应,用等离子弧堆焊的方法探索原位合成以ZrB2为骨架的大厚度陶瓷涂层的方法。实验中主要探索了两种方法,一是用硼铁与锆反应,发现制备的涂层与基体间虽然能达到冶金结合,但是生成的ZrB2很少。这显然不能满足我们的要求。因此,决定采用含硼量比较高的碳化硼为原料来制备含ZrB2的梯度涂层,通过XRD分析及用绝热法对涂层物质进行定量计算,发现生成的ZrB2含量比较多,并且形成了含ZrB2的梯度涂层。得到这种梯度涂层材料的使用性能大幅提高,因此用碳化硼和锆为原料制备含ZrB2的堆焊层比较好。同时发现涂层的组成物质除了ZrB2外还有FeB和C。本文对反应过程中可能发生的反应进行热力学的计算,为研究涂层原位合成制备过程的化学冶金过程提供理论依据。通过在图层中添加变质剂SiC来改变图层的组织收到比较好的效果。加入SiC可以有效地细化晶粒并且能够形成ZrB2-ZrC-SiC复相陶瓷,用这种方法得到的涂层中ZrB2的含量大幅提高,实验中没有发现FeB并且涂层中缺陷比较少。试验发现通过改变焊接过程中转移弧电流的大小和改变SiC的含量能够得到不同的复相陶瓷组织。本文通过对等离子弧堆焊条件下ZrB2陶瓷涂层的原位合成技术进行的探索实验以及对在实验中出现的问题的研究,已经初步形成了能够原位合成ZrB2大厚度涂层的方法,但是对涂层与基体的熔合不太好的问题目前还没找到解决的办法。
江涛, 陈阳, 成铭, 万海荣, 王园园[4]2015年在《粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用》文中进行了进一步梳理金属间化合物/陶瓷复合材料由于具有很多优秀的性能而被广泛应用在工程领域中,本文主要介绍金属间化合物/陶瓷复合材料的制备方法是粉末冶金法和金属熔渗法,主要包括粉末冶金法,自蔓延高温合成法,金属熔体熔融渗透法,原位合成法。其中粉末冶金法又包括热压烧结工艺,常压烧结工艺,放电等离子烧结工艺,热等静压烧结工艺,热压反应烧结工艺等。并对这些制备技术的原理和发展现状进行评述,并对这些制备方法在研究和生产中的应用进行介绍,并对金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势进行评述。并对金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究发展方向进行了展望。
张薇[5]2017年在《原料对自蔓延高温合成ZrB_2粉体的影响》文中认为本文以金属镁粉、单斜氧化锆(ZrO_2)、氧化硼(B_2O_3)、氯化镁(MgCl_2)、无水硼砂(Na_2B_4O_7)为原料,在Mg-ZrO_2-B_2O_3体系最佳配比的基础上,研究了Mg-ZrO_2-B_2O_3-MgCl_2体系和Mg-ZrO_2-B_2O_3-Na_2B_4O_7体系自蔓延高温合成高纯ZrB_2粉体的最佳原料配比及反应合成机理。利用FactSage软件计算了各原料体系自蔓延高温合成ZrB_2粉体的热力学规律。通过X射线衍射仪(XRD)及可变真空热度场发射扫描电子显微镜(FESEM)-能谱能谱仪(EDS)分析产物物相组成,和产物的显微结构并进行化学成分分析。采用综合热分析(DSC-TG)探究了MgZrO_2-B_2O_3-Na_2B_4O_7体系合成ZrB_2的反应机理。结果表明,Mg-ZrO_2-B_2O_3体系的绝热燃烧温度为3097.91K,随着MgCl_2添加量的增加,Mg-ZrO_2-B_2O_3-MgCl_2体系的绝热燃烧温度随之降低,但在添加量小于41wt.%之前,Mg-ZrO_2-B_2O_3-MgCl_2体系的绝热燃烧温度均大于1800K,符合Merzhanov提出的经验判据;在Mg-ZrO_2-B_2O_3体系中,选用Na_2B_4O_7逐步替换B_2O_3,与B_2O_3作为复合硼源时,Mg-ZrO_2-B_2O_3-Na_2B_4O_7体系的绝热燃烧温度随Na_2B_4O_7替换量的增加而降低,替换量超过72 wt.%,体系绝热燃烧温度小于1800K,不符合Merzhanov提出的自持反应的经验判据;各体系内发生合成ZrB_2反应的吉布斯自由能及反应焓在设定温度范围内均小于0。在ZrO_2-Mg-B_2O_3体系中,加入过量的Mg、B_2O_3可有效提高产物中ZrB_2的纯度,当过量Mg、B_2O_3分别为40 wt.%、30 wt.%时,产物中ZrB_2的纯度最高。在此配比的基础上加入MgCl_2可有效地降低产物的晶粒尺寸,但对于ZrB_2纯度的提高,效果不是非常显着。在ZrO_2-Mg-B_2O_3体系最佳配比的基础之上,选用Na_2B_4O_7逐步替换B_2O_3,当Na_2B_4O_7的替换率达到15 wt.%时,产物中的ZrB_2的纯度最高,在ZrO_2-Mg-B_2O_3-Na_2B_4O_7的体系中,Na_2B_4O_7不仅有效地减小了ZrB_2的晶粒尺寸,还为ZrB_2的合成提供硼源。随着Na_2B_4O_7的增加,体系绝热燃烧温度随之降低,且产物的晶粒尺寸也有显着的减小。综合热分析的结果显示:Mg-ZrO_2-B_2O_3-Na_2B_4O_7体系的开始反应温度为625℃,并且在625℃-700℃之间存在较宽的放热峰,此体系发生强烈的放热反应,释放的热量可供Mg及Na_2B_4O_7熔化。体系中存在大量的液相量,利于ZrO_2转化为ZrB_2,且生成的ZrB_2晶粒在从液相中析出的过程中被熔盐Na_2B_4O_7包裹,从而限制了ZrB_2晶粒的生长。
李权[6]2017年在《含ZrB_2纤维ZrB_2-Al_2O_3复合粉模板辅助燃烧合成工艺参数优化》文中认为本文以ZrO_2纤维为模板,采用燃烧合成法制备了含ZrB2纤维的ZrB2-Al_2O_3复合粉体,从理论上计算了ZrO_2-B_2O_3-Al体系的绝热温度和吉布斯自由能,用差热-热重法分析了反应过程中所发生的物理化学变化,探究了氩气压力、原料配比以及ZrO_2纤维的长度对燃烧合成反应的燃烧参数、燃烧产物相组成和显微组织结构的影响,从而获得最佳工艺参数。通过热力学计算ZrO_2-B_2O_3-Al体系的绝热温度为2327K,高于1800K,故该体系可发生自蔓延反应。在一定的温度范围内(T<2000K),体系主要可能发生反应B_2O_3-Al、ZrO_2-Al、Zr-B和ZrO_2-B_2O_3-Al的自由能均小于0,都存在发生的可能性。用差热-热重法分析了反应过程中的物理化学变化,在105?C左右,B_2O_3失去水分,并产生明显的失重;在450?C,B_2O_3熔化;在660?C左右,Al熔化;首先,在852?C左右,Al和B_2O_3之间发生氧化还原反应,接着,Al与ZrO_2之间发生氧化还原反应,最后被还原出来的B和Zr发生合成反应,生成最终的产物ZrB2。B_2O_3的挥发随着氩气压力的增大受到抑制,在氩气压力为1.5MPa时,产物质量损失最少,产物相组成为ZrB2和Al_2O_3,反应完全。生成的ZrB2部分以ZrO_2纤维为模板形成ZrB2纤维,纤维结构较为完整,表面相对粗糙;部分ZrB2以颗粒形式分散在ZrB2-Al_2O_3复合粉中。在化学计量配比基础上,当B_2O_3过量时,产物中ZrO_2衍射峰强度减弱,当原材料ZrO_2、B_2O_3和Al的摩尔比为3:4.2:10时,产物相组成为ZrB2和Al_2O_3,生成的纤维含量较多且结构较为完整;在化学计量配比基础上,当Al过量时,产物中有未反应的ZrO_2,当原料ZrO_2、B_2O_3和Al的摩尔比为3:3:11.5时,产物相组成为ZrB2和Al_2O_3,继续增加Al的含量产物相组成未发生变化,而产物中Al的含量增加,从显微组织结构中可以看出纤维数量未见明显变化,故原料ZrO_2、B_2O_3和Al的摩尔比为3:3:11.5时,为理想配比。随着研磨时间增加,ZrO_2纤维长度逐渐变短,在90min达到最短,此时纤维的长度<50μm;ZrO_2纤维长度的变化对燃烧合成产物相组成的影响不明显,但相对较短的ZrO_2纤维,更有利于生成ZrB_2纤维。
张月[7]2014年在《放电等离子烧结制备TiC-TiB_2陶瓷复合材料》文中提出TiC和TiB2均具有很高的熔点、硬度、化学稳定性、导电性、导热性及相对低的热膨胀系数等特性,故被认为是极具潜力的高温结构陶瓷材料,在特殊电极、切削刀具、耐磨零部件以及其他特殊行业具有广泛的应用。目前国内外报道的TiC-TiB2复合材料的制备主要有自蔓延高温合成、无压液相烧结、热压烧结、反应烧结以及浮区和电弧熔炼等方法,其中报道最多的是采用自蔓延高温合成也称燃烧合成技术。放电等离子烧结(SPS)的热效率高、烧结温度低、时间短、升降温快,对于难烧结材料的烧结致密化独具优势。而目前有关SPS烧结法合成TiC-TiB2陶瓷复合材料的报道尚不多见。本试验采用SPS烧结制备技术,制备了分别添加金属Ni, Cu或Ti的TiC-TiB2陶瓷复合材料,并详细研究了添加金属的种类、烧结温度和保温时间对TiC-TiB2陶瓷复合材料的物相、显微结构、体积密度及力学性能的影响。实验结果表明：(1)XRD物相分析显示,上述叁个系列陶瓷复合材料的基体相均为TiC和TiB2两相,而TiC-TiB2-Cu系列的样品除了基体相还检测到少量Cu存在。(2)SEM显微组织观察显示,上述叁个系列陶瓷复合材料的基体TiC和TiB2相均匀分布,且金属相多分布于相界和晶界处。其中TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料的基体上观察到部分纳米级弥散颗粒分布在基体相中,经分析其为金属间化合物NiTi2相,这是TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料独有的形貌特征。(3)上述叁个系列陶瓷复合材料均呈现出穿晶和沿晶断裂的混合断裂方式,而添加Ni和Cu体系的断口形貌的韧性断裂特征更为明显。(4)采用TiC、TiB2和金属Ni为原料,在真空下,经1400℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.92g/cm3、21.3GPa和4.85MPa-m1/2。采用TiC、TiB2和金属Cu为原料,在真空下,经1600℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Cu陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.91g/cm3、19.8GPa和4.28MPa-m1/2。采用TiC、TiB2和金属Ti为原料,在真空下,经1600℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Ti陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.81g/cm3、20.3GPa和3.91MPa-m1/2。
张田梅[8]2006年在《自蔓延镁热还原法制备高纯度二硼化锆微粉》文中研究表明本文采用自蔓延镁热还原高温合成工艺,利用ZrO_2-B_2O_3-Mg体系放热反应,成功制备了高纯度ZrB2微粉。利用多种实验手段和分析方法,研究了合成ZrB2的燃烧合成反应机理、工艺规律、产物的微观组织及粉末特性。基于热力学理论,对ZrO_2-B_2O_3-Mg体系的反应绝热温度及反应自由能进行了理论计算和分析。绝热温度计算表明:稀释剂含量为零时,ZrO_2-B_2O_3-Mg体系的绝热温度Tad为3093K,随着稀释剂含量的增加绝热温度呈现逐渐降低的趋势,得出了稀释剂MgO含量在0～45%,稀释剂ZrB2含量在0～62%之间的所有组分的体系均有足够的热量来完成燃烧合成反应的结论。反应自由能的计算表明:在所研究的温度范围(400~2000K)内反应B_2O_3-Mg、Zr-B、ZrO_2-B_2O_3-Mg生成自由能均小于零,都存在发生的可能性;反应ZrO_2-Mg生成自由能在温度<1600K时小于零,存在发生的可能性;基于热力学的理论计算和动力学理论,结合差热分析、燃烧波淬熄实验、微观组织分析、化学成分分析,研究体系燃烧反应的微观形成过程。差热分析表明:该反应过程经由多个中间反应直至最后完成,B_2O_3在450℃熔化,Mg在650℃熔化,叁相反应的发生始于730℃。首先发生的反应是ZrO2和Mg的还原反应,其次是B_2O_3和Mg的还原反应,最后是Zr和B反应合成ZrB2。淬熄实验结果表明:ZrO_2-B_2O_3-Mg体系燃烧反应可划分为如下几个阶段:预热阶段,B_2O_3、Mg熔化,在“毛细管”作用下,液态Mg渗透到熔融的B_2O_3和固态的ZrO2颗粒间隙,形成空心熔体球,液态Mg、B_2O_3和固态ZrO2颗粒混合物在熔体球表面形成薄壳,反应在此薄壳上发生;反应初段,ZrO2颗粒与Mg熔体以溶解-析出机制反应生成Zr和MgO,释放大量的反应热;反应中段,反应初段放出的强大热诱发了B_2O_3-Mg之间的反应,生成B和MgO,反应末段,Zr和B结合生成ZrB2晶粒。ZrO_2-B_2O_3-Mg之间的反应为复杂的固-液-液反应。工艺规律研究结果表明,原料中Mg和B_2O_3的挥发对产物ZrB_2粉末纯度具有重要影响。随着Mg和B_2O_3含量的增加,产物纯度提高。在方程式配比基础上,Mg质量分数过量30%,B_2O_3质量分数过量5%时,得到的ZrB2粉末纯度最高,为96.31%,其中Zr含量77.88%,B含量18.43%,杂质O含量1.28%,平均粒度为2.15μm,比表面积为10.80m2/g,形貌为无明显团聚的
史笠含[9]2012年在《硼化钨材料的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理本实验采用元素合成法制备W2B5粉体,并通过添加Ni为烧结助剂烧结制备W2B5材料,考察了烧结助剂添加量及烧结温度对W2B5材料显微组织结构及室温力学性能的影响,评价了W2B5材料高温抗氧化性能及硼化钨复合材料的中子屏蔽性能,初步研究了自蔓延冶金法制备硼化钨粉体。本研究将对硼化钨材料的研制有着重要意义,为探索硼化钨材料基本性能并将其用于冶金、建材、核电、医疗、航空、国防等领域提供必要的实验数据与技术支撑。选用W、B单质为原料,采用元素合成法制备W2B5粉体。首先对反应系统地进行热力学计算及W-B二元相图分析；其次实验结果表明：通过XRD分析可知,W：B=1：2.5,在1500℃下保温1h可以合成纯净的W2B5粉体,W-B体系的传质方式受控于1500℃高温下B原子向W原子的扩散。选用Ni为烧结助剂高温烧结制备W2B5材料,系统地研究了烧结助剂添加量及烧结温度对材料烧结性能的影响。实验结果表明：Ni的加入及烧结温度的提高有助于材料体积收缩、降低材料气孔率及提高材料的相对密度,当Ni添加量为3wt%,1500℃高温下烧结时,材料的体积收缩率、气孔率及相对密度均达到最佳,依次为44.56%、2.87%及95.48%。XRD表明无添加剂加入时有助于W2B5材料的制备,当Ni加入后,检测产物依然仅为W2B5,并未检测出Ni。Ni的添加量及烧结温度对颗粒尺寸及形貌有很大影响,当无烧结助剂加入,1500℃下烧结时,材料的颗粒约为1μm的准球状,颗粒间疏松多孔,随着Ni的添加,颗粒生长为6-10μm的针棒状,且颗粒间紧密结合；同时随烧结温度的提高,材料颗粒间孔洞减少,颗粒尺寸长大,1500℃时,SEM观察表明Ni能够均匀地分散在W2B5基体之间。随着Ni的加入及烧结温度的提高,W2B5材料的室温力学性能增强,当Ni添加量为3wt%,1500℃高温下烧结时,材料的抗弯强度及维氏显微硬度均达到最佳,依次为240MPa及2563.06MPa,材料抗弯强度断口SEM观察表明为穿晶断裂,且弥散状Ni填充在W2B5基体之间。W2B5材料氧化行为实验中,热力学计算结果显示,W2B5材料在1000-1200℃会被空气氧化,随着氧化温度的升高,氧化反应更容易发生。差热-热重测试表明,W2B5材料在750-800℃开始被氧化,氧化温度低于1000℃时,氧化反应进行的很缓慢。氧化动力学及氧化产物的XRD、SEM分析显示,W2B5材料氧化后产物为WO3和B2O3,不同温度下,材料的氧化方式不同。1000-1100℃时,生成的液态B2O3覆盖在球状WO3周围,形成稳定的保护膜,阻止了氧化反应的进一步发生,此时,氧化速率受氧化层中元素扩散控制；1200℃时,液态B2O3汽化挥发,促进WO3尺寸生长,氧化层厚度增加至120μm,且出现部分氧化层脱落的现象,此时,氧化速率受氧化界面上化学反应控制。W2B5材料的氧化激活能为93.07kJ/mol。对硼化钨复合材料的中子屏蔽性能测试结果显示,随着硼化钨含量的增加,材料的中子屏蔽性能呈线性增强,当硼化钨含量为70wt%时,材料的中子屏蔽率达到93.2%。初步探讨了自蔓延冶金法制备硼化钨粉体,Mg-B2O3-W体系绝热温度计算表明,体系绝热温度Tad=2987K>1800K,说明该体系的自蔓延反应容易发生；同时对体系中可能发生反应的吉布斯自由能进行计算,结果显示体系中可能会生成WB及MgO。对自蔓延反应产物进行XRD分析显示,生成产物主要为W2B5、MgO及少量的WB和Mg3B2O6,Mg及B2O3的适当过量有助于W2B5的生成。采用HCl溶液对燃烧产物进行浸出,可以完全去除MgO及Mg3B2O6等副产物,燃烧过程中Mg及B2O3的适当过量均可增加浸出产物中W2B5的收率,同时促使硼化钨颗粒粒径的减小,从而说明可以通过改变反应物用量来达到控制硼化钨浸出产物组成及颗粒粒度的目的。
周立娟[10]2009年在《氮化铝基导电陶瓷高压燃烧合成工艺与性能表征》文中进行了进一步梳理导电陶瓷是集金属电学性质和陶瓷结构特性于一体的高性能功能材料,具有一般金属所不能比拟的物理化学性质。本文以Al+N2 AlN反应为基础,添加一定量的TiB_2或TiN导电相,在100MPa高压氮气下,采用燃烧合成工艺制备了AlN基复相导电陶瓷。通过调节导电相、绝缘相的比例,获得不同导电率的高温导电陶瓷。由于体系各组分均具有很高的熔点,因而该体系导电陶瓷具有优良的高温性能,同时具有极好的耐腐蚀和耐磨损特性。本文首先着重研究了AlN-TiB_2导电陶瓷燃烧合成机理、导电性能和抗氧化性能。研究表明,随着导电相TiB_2含量的增加,产物的致密度、抗弯强度、硬度和断裂韧性均呈现先增加后降低的趋势,在TiB_2含量为45%时出现峰值。这是由于在燃烧合成反应区熔融的Al在TiB_2表面漫流,发生强烈的液相烧结,同时在外部压力作用下实现致密化。Al与TiB_2的比例过高或过低均不利于液相烧结的进行。同时,随着导电相TiB_2体积含量的增加,产物的电阻率下降。TiB_2体积含量为30~60%时,AlN-TiB_2体系具有良好的导电性,电阻率位于1800~150μ?·cm之间。其次,本文采用原位合成的方式(B4C+Si BN+SiC)引入BN相,利用TiN和TiB_2相近的物理性能,同时为了降低反应的复杂性(TiB_2+N2 TiN+BN),以TiN替代TiB_2,燃烧合成制备具有良好力学性能和导电性能的AlN-TiN-BN复合导电陶瓷。热力学分析表明,在100MPa反应压力下,燃烧温度较低时, TiN为稳定相;当燃烧温度较高时,将发生TiN+B4C TiC+TiB_2+N2的反应,产物的X射线衍射分析验证了上述的分析。导电相TiN含量对力学性能和电阻率的影响与AlN-TiB_2体系类似。另外,随着AlN-TiN-BN体系中原位生成的BN含量的增加,产物的致密度和强度下降,但产物的抗热震性显着提高。当BN含量为30%、40%时,产物的残余强度随热震温差的增加未发生明显的变化,抗热震性能优良。最后,为改善AlN-TiB_2复相导电陶瓷的力学性能,在AlN-TiB_2体系中加入SiC,研究AlN-SiC固溶强化对产物性能的影响。研究表明,在燃烧合成高温下,产物中AlN-SiC完全固溶。随着SiC含量的增加,一方面固溶强化作用增强;另一方面随着SiC含量的增加,Al含量下降,致密化过程减弱,在正反两方面因素作用下,产物的致密度、抗弯强度呈现先增加后降低的规律,在SiC含量为35%时出现峰值。对AlN-SiC-TiB_2体系的燃烧合成产物进行了热处理,研究了热处理温度(600-1200oC)和保温时间(1-10h)对产物性能和微观结构的影响。随热处理温度的升高和保温时间的延长,陶瓷试样的力学性能得到显着提高,得到了抗弯强度达517.8MPa、断裂韧性5.79MPa?m1/2、洛氏硬度94.1、致密度达95%的AlN-SiC-TiB_2陶瓷。研究了热处理产物的表面背散射相和透射相,结果表明:存在明显的AlN-SiC分相现象并在AlN基体和TiB_2颗粒的界面处观察到大量的纳米尺寸的TiB_2晶体析出相。热处理工艺增韧增强机理主要有:一是热处理工艺减弱或消除了存在于燃烧合成试样中的热应力;二是热处理后,固溶体的分相析出的富SiC相固溶体起到了颗粒弥散强化的作用;叁是AlN-SiC基体中析出的TiB_2纳米晶粒,使晶格畸变降低,内应力得以释放,提高了产物的力学性能。另外,还研究了AlN-TiB_2体系和AlN-SiC-TiB_2体系的恒温氧化行为,两者的氧化增重与时间的关系均符合抛物线规律,后者的氧化速率和氧化层厚度远低于前者,抗氧化性能明显优于前者。两者的低温氧化产物以金红石结构的TiO2为主,AlN-TiB_2体系的高温氧化产物为Al2TiO5,氧化产物Al4B2O9、Al18B4O33的形成使得AlN-TiB_2陶瓷具有良好的自愈合性,因而AlN-TiB_2陶瓷具有良好的抗氧化性;而AlN-SiC-TiB_2体系的高温氧化产物以高强、低模量、低热膨胀系数的长棒状莫来石Al6Si2O13晶相为主,使其具有优异的抗高温氧化性能。
参考文献：
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[4]. 粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用[J]. 江涛, 陈阳, 成铭, 万海荣, 王园园. 现代技术陶瓷. 2015
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[8]. 自蔓延镁热还原法制备高纯度二硼化锆微粉[D]. 张田梅. 哈尔滨工业大学. 2006
[9]. 硼化钨材料的制备与性能研究[D]. 史笠含. 东北大学. 2012
[10]. 氮化铝基导电陶瓷高压燃烧合成工艺与性能表征[D]. 周立娟. 哈尔滨工业大学. 2009