Si-C-N_(np)/Si_3N_4复合材料的室温和高温显微结构与力学性能

以 Si- C- N纳米微粉为增强相 ,Si3N4 为基相 ,采用热压的方法制备了 Si Cp/ Si3N4 纳米复相陶瓷。应用扫描电镜 (SEM)、高分辨透射电镜 (HRTEM)对其结构进行了观察 ,并讨论了结构与性能之间的关系。结果表明 ,所得的 Si Cp/ Si3N4 复相陶瓷的室温力学性能比氮化硅单相陶瓷有较大的提高 ,而 135 0℃断裂韧性达 14 .6 6 MPa· m1 / 2 。Si C微晶在晶粒内和在晶界玻璃相内的钉扎作用是材料高温性能提高的主要因素。

利用高沸物二硅烷中的甲基氯二硅烷制备无氯Si-C-N陶瓷

直接法生产甲基氯硅烷的高沸点副产物分离出的甲基氯二硅烷(DS)与八甲基环四硅氮烷反应形成氯硅烷低聚物,经氨解成为聚硅氮烷(PSZ)前躯体,并发现PSZ甲苯溶液为假塑性流体,得到70%(质量)的PSZ甲苯溶液的粘流活化能为18.3kJ/mol。PSZ在1100℃高温裂解后,可得到无氯Si-C-N无定型陶瓷,认为该路线是制备高性能Si-C-N陶瓷的最经济的方法之一。

C/Mullite/Si-C-N复合材料的组织结构及其弯曲行为研究

本研究制备出了以莫来石为界面层的炭纤维增强Si-C-N陶瓷基复合材料(C/Mullite/Si-C-N)。使用三点弯曲法研究了复合材料在室温、1300℃和1600℃时的弯曲断裂行为,利用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)观察了复合材料的组织和弯曲断口形貌。结果表明:在室温和1300℃时,C/Mullite/Si-C-N复合材料的断口呈现出明显的脆性断裂特征;而在1600℃时,则呈现出韧性断裂特征。1300℃时的弯曲强度高于室温强度,模量则与室温下的基本相等。1600℃时,复合材料的弯曲强度和模量都明显下降。与具有热解炭界面层的C/Si-C-N复合材料相比,采用莫来石界面后,C/Si-C-N复合材料的强度明显下降。

Si-C-N陶瓷在雷达吸收方面的应用研究

对前驱体法制备的Si-C-N陶瓷粉末在X波段(8 2～12 4GHz)的雷达波吸收性能进行了研究.通过共氨解甲基氯硅烷和二苯基二氯硅烷(Ph2SiCl2),得到含苯基聚硅氮烷前驱体,经高温裂解和球磨获得Si-C-N陶瓷粉末.实验结果表明,Si-C-N陶瓷能够吸收X波段的雷达波,并且有机硅单体中Ph2SiCl2的摩尔比对最终的Si-C-N陶瓷吸波性能具有显著的影响.当Ph2SiCl2的含量为5%时,Si-C-N陶瓷对X波段雷达波具有最好的反射损耗,在9 1～12 4GHz的范围内,反射损耗R.L.小于-10dB即吸收带宽为3 3GHz,在10 6GHz处具有的最大反射损耗为-15dB.

PCVD制备新型Ti-Si-C-N纳米复合超硬薄膜及其微观结构表征

用脉冲直流等离子体增强化学气相沉积(PCVD)方法,在高速钢试样表面沉积出一种新型Ti-Si-C-N薄膜材料.研究了不同SICl4流量对薄膜成分、微观组织形貌以及薄膜晶体结构的影响.X射线衍射(XRD)、X射线光电子能谱(XPS)、透射电子显微镜(TEM)和扫描电子显微镜(SEM)分析结果表明:Ti-Si-C-N薄膜是由Ti(C,N)/a-C/a-SiaN4组成的纳米复合结构,薄膜的晶粒尺寸在2-25nm范围内;当Ti-Si-C-N薄膜中N含量很少时,Ti(C,N)结构转变为TiC,薄膜的表面形貌由颗粒状转变为粗条状.

Cr-Si-C-N系统中含Cr氮化物薄膜的结构及其摩擦学特性研究进展

目前广泛应用的含Cr的薄膜有Cr N薄膜,以及以Cr N薄膜为基础,通过添加Si和C元素形成的Cr Si N薄膜、Cr CN薄膜和Cr Si CN薄膜。综述上述4种薄膜的结构及其力学和摩擦学特性的研究进展,阐述在不同摩擦环境下掺杂元素含量对薄膜摩擦因数和磨损率的影响,指出Si和C元素的掺杂均能改善Cr N薄膜的摩擦学性能,并从结构角度分析其原因。

电弧离子镀法制备高硬度Cr-Si-C-N薄膜

采用电弧离子反应沉积技术在SCM415渗碳淬火钢基片上沉积了Cr-Si-C-N薄膜,三甲基硅烷(TMS)反应气体作为Si和C掺杂源,通过改变TMS流量实现了薄膜中Si和C含量的调节.利用XPS,XRD,HRTEM和显微硬度计研究了Cr-Si-C-N薄膜的化学状态、显微组织和显微硬度.Cr-Si-C-N薄膜中的Si和C含量随TMS流量的增加而单调增加.在TMS流量小于90 mL/min时,薄膜中Si和C含量较少,薄膜由Cr(C,N)纳米晶与Si_3N_4非晶(nc-Cr(C,N)/a Si_3N_4)组成,薄膜硬度随流量的增加而单调增大,最大至4500 HK.硬度的增加源于固溶强化及薄膜中纳米晶/非晶复合结构的形成;当TMS流量大于90 mL/min时,薄膜中Si和C含量较多,多余的C以游离态形式存在,且随TMS流量的增加而增多,薄膜硬度下降.

聚氮硅烷气相裂解反应制备Si-C-N复合纳米微粉的组成与结构

采用低分子聚氮硅烷气相裂解反应工艺 ,制备了Si C N复合纳米微粉。通过XRD、XPS、TEM、HREM等方法 ,对Si C N纳米微粉的组成与结构进行了分析。结果表明 :Si C N纳米微粉为无定形结构 ,局部有短程有序态存在。随裂解气氛的不同 ,Si、C。

前驱体法制备Si-C-N-M基高性能陶瓷的研究进展

综述了聚合物前驱体热解转化法制备高性能Si-C -N -M基陶瓷的研究进展 ,着重介绍了 3类Si-C -N -B基陶瓷前驱体 (主链或侧基含有环硼氮烷或含硼杂环的聚硼硅氮烷、含硼聚硅氮烷和含硼聚硅基碳化二亚胺 )及Si-C -N -Al基陶瓷前驱体。

化学气相沉积法制备的块体Si-C-N陶瓷的热行为(英文)

采用化学气相沉积法制备了块体非晶态Si-C-N陶瓷.用TG/DSC、XRD、SEM和TEM等技术方法研究了所制备的Si-C-N陶瓷的热行为.研究结果表明:在热处理过程中,非晶态Si-C-N首先发生相分离,分离后的一种相呈颗粒状;β-SiC就是从这种颗粒状的分离相中形成.在热处理条件下,非晶Si-C-N的晶化温度约为1200℃;在加热速率为20℃/min的连续加热条件下,其晶化温度为1372.6℃.β-SiC在1200℃首先形成,β-Si3N4和α-SiC则在1500℃形成.在扫描电镜观察中,热处理后的Si-C-N中出现一种类似于层状的组织,这种组织的晶化程度较高.

PCVD法制备的Ti-Si-C-N纳米复合超硬薄膜的高温氧化行为

用脉冲直流等离子体辅助化学气相沉积(PCVD)方法在高速钢基体上沉积出Ti-Si-C-N超硬薄膜．XRD,XPS及HRTEM等测试表明,薄膜由纳米晶/非晶复合结构组成(nc-Ti(C,N)/a-Si_3N_4/a-C-C或nc-Ti(C,N)/h-Si_3N_4/a- Si_3N4/a-C-C)．Ti(C,N)显示(200)晶面择优取向．高温氧化实验显示：随Ti含量降低和Si含量增大,Ti-Si-C-N薄膜的抗氧化温度逐步提高；当Ti含量为8．7%、Si含量为17．8%时,薄膜中出现少量晶化的密排六方结构的h-Si_3N_4,弥散分布在非晶基体中,薄膜抗氧化温度达到900℃．Ti-Si-C-N薄膜的氧化过程分为增重和失重两个阶段,进入失重阶段后薄膜很快失效．

从Si-C-N非晶粉末制备α-Si_3N_4纳米线

以溶胶-凝胶法合成了Si-C-N非晶前驱体粉末，在不添加催化剂的条件下，通过高温还原氮化反应制备了α-Si3N。纳米线．用X射线衍射（XRD）、透射电镜（TEM）和扫描电镜（SEM）表征和分析了α-Si3N4纳米线．XRD分析表明，在所得产物中，除了未完全反应的非晶SiO2外，主要是α-SisNt，Si2N2O以及少量的β-SiC．TEM和SEM分析显示，合成的α-Si3N4纳米线直径为100～150nm，长几十μm，α-Si3N4纳米线的生长机制是气固（VS）生长机制。

CVI法制备的C/PyC/Si-C-N复合材料弯曲行为研究

采用CVI方法制备出了以Si-C-N陶瓷为基体、以热解碳为界面的碳纤维增强陶瓷基复合材料(C/PyC/Si-C-N)。用扫描电子显微镜(SEM)分析了C/PyC/Si-C-N的断口形貌,用三点弯曲法测试了C/PyC/Si-C-N的弯曲行为。研究结果表明:在1600℃以下,C/PyC/Si-C-N的弯曲强度随温度的升高而增加,弹性模量基本保持不变并略有增加;随温度的升高,PyC界面层较厚的区域其界面结合会逐渐变强,而界面层厚度非常小或无界面层的区域其界面结合会逐渐变弱。

C/PyC/Si-C-N复合材料的热物理性能研究

本研究采用CVI方法制备出了以Si-C-N陶瓷为基体以热解碳为界面的碳纤维增强陶瓷基复合材料(C/PyC/Si-C-N)。用热膨胀仪和激光导热仪分别测试了C/PyC/Si-C-N的热膨胀性能和热扩散性能。研究结果表明:在25~1200℃范围内,C/PyC/Si-C-N复合材料的平均热膨胀系数为0.638×10^(-6)K^(-1);而热扩散率则随温度的升高而减小,并与温度呈一种指数关系,常温下的热扩散率约为0.00925cm^2·s^(-1)。

C/PyC/Si-C-N复合材料的热膨胀行为

采用CVI方法制备出了具有热解碳界面层的碳纤维增强Si-C-N陶瓷基复合材料（C/PyC/Si-C-N）和无界面层的碳纤维增强Si-C-N陶瓷基复合材料（C/Si-C-N）。用热膨胀仪分别测试了C/PyC/Si-C-N和C/Si-C-N的热膨胀性能,研究了碳界面对复合材料热膨胀性能的影响。研究结果表明：在25~1200℃范围内,C/PyC/Si-C-N复合材料的平均热膨胀系数为0.638×10-6 K-1,线膨胀率为0.0752%;在780℃以上,碳界面的存在使碳纤维增强SiC-N基复合材料的热膨胀系数降低,在780℃以下时则对复合材料的热膨胀系数基本无影响。

低温合成PSN微球及其裂解制备Si-C-N空心陶瓷微球

以含乙烯基聚硅氮烷（PSN）为先驱体聚合物,二乙烯基苯（DVB）为交联剂,采用乳液工艺,在低温条件下交联固化合成聚硅氮烷（PSN）微球,并在高温下裂解制得Si-C-N空心陶瓷微球。研究了原料比例、固化时间和裂解条件对PSN微球及Si-C-N空心陶瓷微球形貌、尺寸和形成过程的影响。结果表明,当PSN与DVB的比例为2∶1、固化时间为6 h时,可在80℃下得到表面光滑、尺寸较均匀、直径为600~800 nm的PSN微球;Si-C-N陶瓷微球随着PSN与DVB比例的增加,逐渐显现出空心结构;1000~1200℃裂解后,空心球形成,XRD表明此时产物呈非晶态;裂解温度1400℃时,空心微球表面变得粗糙,生成Si3N4和Si C晶粒。

C/Si-C-N复合材料的制备及其氧化行为研究

采用CVI方法制备出了以Si-C-N陶瓷为基体以热解炭为界面的炭纤维增强陶瓷基复合材料（C/Si-C-N）。采用热重法研究了C/Si-C-N复合材料在空气中的氧化行为,并探讨了基体制备温度对复合材料抗氧化性能的影响。研究表明：不同温度下制备的复合材料,其氧化行为完全不同。高温下制备的C/Si-C-N复合材料其氧化失重随氧化温度的升高而持续增加;低温下制备的C/Si-C-N复合材料则其氧化失重先随温度的升高而增加,随后在800-1000℃之间随温度的升高而减小,接着又随温度的升高而增加。较高的制备温度可使复合材料在900℃以下温度区间的抗氧化性能得到提高,但却使900℃以上温度区间的抗氧化性能降低。

新型Ti-Si-C-N纳米复合超硬薄膜的高温热稳定性

用脉冲直流等离子体辅助化学气相沉积(PCVD)方法在高速钢基体上沉积出新型Ti-Si-C-N超硬薄膜,Ti-Si-C-N薄膜为纳米晶／非晶复合结构(nc-Ti(C,N)／a-Si_3N_4／a-C—C),当薄膜中Si和C含量较高时,Ti(C,N)转变为TiC,晶粒尺寸减小到2—4 nm,薄膜晶粒尺寸和硬度的高温热稳定性均随沉积态薄膜中的原始晶粒尺寸减小而提高,当原始晶粒尺寸在8—10 nm之间时,晶粒尺寸和硬度热稳定性可达900℃；当原始晶粒尺寸在2—4 nm之间时,晶粒尺寸和硬度热稳定性可达1000℃,薄膜硬度和晶粒尺寸表现出同步的高温热稳定性,分析认为由调幅分解形成的纳米复合结构中的非晶相强烈地抑制晶界滑移与晶粒长大,从而使Ti-Si-C-N薄膜的热稳定性显著提高。

纳米Si-C-N粒子增强Si_3N_4复合材料的结构与性能

本文用Ｓｉ－Ｃ－Ｎ纳米微粉做增强相，Ｓｉ３Ｎ４微粉为基相，采用热压的方法制备了ＳｉＣｐ／Ｓｉ３Ｎ４纳米复相陶瓷，所得的ＳｉＣｐ／Ｓｉ３Ｎ４复合材料的室温弯曲强度为８７８．５ＭＰａ，断裂韧性达１１．９６ＭＰａｍ１／２，同时应用扫描电镜（ＳＥＭ）、高分辨透射电镜（ＨＲＴＥＭ）对其结构进行了观察，讨论了结构与性能之间的关系。

以聚硅氮烷为前驱体的Si-C-N陶瓷对雷达波的吸收应用

氨解甲基氯硅烷和苯基氯硅烷单体可得到聚硅氮烷前驱体,其高温裂解和球磨后获得的Si-C-N陶瓷粉末能吸收X波段(8GHz～12GHz)的雷达波,其吸收性能随氯硅烷单体的配比不同而变化。当将Si-C-N陶瓷粉末与磁性材料复合后,吸收性能大为改进,厚度2.20mm的吸收层,面密度仅为2.86kg/m2,在10.47GHz处吸收可达-28.84dB,证明了阻抗匹配在研制雷达吸收材料方面的重要性,并提出Si-C-N陶瓷与μ′、μ″值更高的磁性材料复合,吸收性能将会得到更大的提高。