ZrB_2-SiC和C_(sf)/ZrB_2-SiC超高温陶瓷基复合材料烧蚀机理的研究

通过真空热压工艺制备了ZrB_2-SiC材料和C^(sf)(碳短纤维)/ZrB_2-SiC超高温陶瓷基复合材料.采用氧乙炔火焰在4186.8kW/m^2的热流下分别喷吹烧蚀两种材料180s.ZrB_2-SiC材料表面最高温度达到2406℃,烧蚀后质量烧蚀率为-0.14%,线烧蚀率为-1×10^(-3)mm/s,C_(sf)/ZrB_2-SiC材料表面最高温度达到1883℃,烧蚀后质量烧蚀率为-0.19%,线烧蚀率为-4×10^(-4)mm/s.对两种材料烧蚀表面和剖面的分析发现,ZrB_2-SiC材料烧蚀后由表及里依次形成了疏松ZrO_2氧化层、SiC富集层和未反应层的三层结构,其中SiC富集层能够起到抗氧化的作用.C_(sf)/ZrB_2-SiC材料烧蚀后由外到内分别形成了ZrO_2-SiO_2氧化层、SiC耗尽层和未反应层的三层结构,其中最外层以ZrO_2为骨架,SiO_2弥合其中的结构有效地阻挡了烧蚀中氧的侵入.

混合炸药爆炸压实制备ZrB_2-SiC_w超高温陶瓷

为了改善ZrB_2-SiC超高温陶瓷材料的韧性,采用黑索今与硝酸铵混合炸药爆炸压实制备了SiC晶须增韧ZrB_2基超高温陶瓷,并研究爆炸压实过程中的能量与变形,爆炸压实坯密度与显微组织。结果表明,采用爆炸压实工艺制备了相对密度约95.25%的ZrB2-SiC_w陶瓷复合材料。随着混合炸药中黑索今质量的增加,爆轰压力单调增加,爆炸坯密度先增加,后减小,有一个最大值;钢管的外径收缩率、等效应变与爆炸坯密度变化一致;钢管变形能几乎不变,爆炸冲击能与粉末压实能同步增加。由于爆炸冲击波的作用,SiC晶须被折断成碎片;其组织为均匀、碎小的SiC晶须镶嵌于较大的ZrB_2颗粒中。

ZrB_2-SiCw超高温陶瓷爆炸压实工艺研究

为了改善ZrB2-SiC材料的韧性,采用混料-爆炸压实工艺制备SiC晶须增韧ZrB2复合材料,并研究其密度与组织。结果表明,采用该工艺可制备95．25％TD的ZrB2-SiCw复合材料;炸药选择直接影响爆炸坯的密度;对单种炸药,爆轰压力与爆炸坯密度随着装药量的增加而增加;对混合炸药,随着黑索今质量的增加,爆轰压力增加,而爆炸坯密度先增加、后减小,有一个最大值。SiC晶须在爆炸冲击波的作用下被折断成碎片,该材料的组织为碎片状的SiC晶须镶嵌于密堆的ZrB2颗粒间隙中。

ZrB_2-SiC_w超高温陶瓷材料的研究

将SiC晶须与ZrB2基体原料按配比混料,然后热压制备了晶须增韧ZrB2基超高温陶瓷复合材料,研究了复合材料的性能与显微组织。结果表明,所制备的ZrB2复合材料密度较高,其相对密度为98.5%。复合材料的断裂韧性比较低,其平均值为1.95MPa·#m。在等离子电弧加热器上烧蚀9s钟不碎裂;其质量损失随烧蚀时间延长而增加,两者之间近似呈平方关系。复合材料热压坯的组织为晶粒尺寸相近、成分均匀的组织,在等离子电弧加热器上烧蚀5s钟后,部分韧化相开始熔化飞出,留下孔洞。

ZrB_2-SiC-AlN超高温陶瓷材料力学性能及抗热震性能研究

采用热压烧结工艺制备了两种不同AlN含量(5 vol%,10 vol%)的ZrB2-SiC基超高温陶瓷材料,并对其微观组织与力学性能进行了考察。结果表明:当AlN含量为5 vol%时材料的致密度较高,弯曲强度和断裂韧性也较高,分别为815 MPa和6.16 MPa.m1/2,过量的AlN加入显著降低了材料的力学性能;材料的断裂方式以沿晶断裂为主,增韧机制主要是裂纹偏转。同时采用水淬法对ZrB2-15 vol%SiC-5 vol%AlN陶瓷材料的抗热震性能进行了考察,结果显示临界热震温差为300℃。

ZrB_2-SiC超高温陶瓷非晶钎焊界面组织与力学性能研究

采用Cu_(39.37)Ti_(32.19)Zr_(19.38)Ni_(9.06)(原子比)非晶态钎料对ZrB_2-SiC超高温陶瓷进行钎焊。通过X射线衍射、扫描电镜、万能试验机对钎料的微观结构以及钎焊接头形貌、析出相和室温力学性能进行系统分析。结果表明:在一定钎焊温度下,随钎焊时间的增加,接头剪切强度逐渐减小,且伴随裂纹的出现。在钎焊温度1183 K,钎焊时间30 min时获得的剪切强度最高,约为160 MPa。润湿性实验表明该非晶钎料在ZrB_2-SiC陶瓷表面的润湿性良好。接头剪切强度与钎料和母材之间的反应层厚度有关,通过计算得出反应层厚度形成的激活能Q和反应层生长速度A_0,建立了反应层生长规律的表达式。

爆炸压实ZrB_2-SiC超高温陶瓷的密度与组织

为了研究炸药对ZrB2-SiC超高温陶瓷密度与组织的影响,采用爆炸压实工艺制备了SiC纳米颗粒和SiC晶须分别增韧的两类ZrB2基超高温陶瓷复合材料.研究发现:选择低速的硝酸铵或高速的黑索今时,两类ZrB2-SiC爆炸压实坯密度都比较低,而选择混合炸药时致密效果较好;采用225 g黑索今与75 g硝酸铵的混合炸药时,ZrB2-SiCw超高温陶瓷的最高致密度达到了95.25%,ZrB2-SiCnm超高温陶瓷的最高致密度达到了96.12%;球磨混料后,纳米颗粒或晶须都能均匀弥散在微米ZrB2基体中.与ZrB2-SiCw超高温陶瓷爆炸压实坯相比,ZrB2-SiCnm超高温陶瓷显微组织细小,且不出现ZrB2与SiC相的富集,是比较理想的显微结构.

ZrB_2-20%SiC超高温陶瓷抗热震性能研究

采用放电等离子烧结工艺在1850℃烧结温度、升温速度200℃/min、保温3min、压力50MPa条件下制备了ZrB_2-20%SiC(体积分数,下同)超高温陶瓷材料。通过不同温度下单次和5次重复热震(水淬试验)后测试材料的残余强度来评价ZrB_2-SiC陶瓷材料的抗热震性能,通过SEM分析研究材料的热震损伤机制。研究结果表明,随着热震温度的提高,ZrB_2-SiC材料热震后的残余强度逐渐降低,但1400℃热震后形成的玻璃相,对裂纹有修补、愈合的作用,提高了试样的残余强度。单次热震的损伤机制主要是微裂纹的产生。5次热震后试样的残余强度与相同温度下的单次热震相比要低很多,5次热震的损伤机制是氧化和微裂纹的共同作用。ZrB_2-SiC材料的抗热震试验结果显示了该材料具有优异的抗热震性能。

放电等离子烧结制备ZrB_(2)-SiC超高温陶瓷的力学性能及氧化行为

在服役环境中,超高声速飞行器表面与空气剧烈摩擦导致温度极高。超高温陶瓷相较于一般陶瓷而言具有高熔点和良好的抗氧化烧蚀性能,是目前极具前景的热防护材料之一。采用放电等离子两步烧结工艺将ZrB2纳米粉末和SiC粉末在1700℃下制备超高温陶瓷材料ZrB2-20%SiC,通过纳米压痕微观实验、三点弯实验研究其力学性能及其在高温环境下的氧化行为,着重分析1000、1200、1400和1600℃4种不同氧化温度下ZrB2-20%SiC超高温陶瓷的氧化表面、氧化截面和氧化层厚度。结果表明:ZrB2-20%SiC超高温陶瓷的硬度为18 GPa,弹性模量为541 GPa,断裂韧性为5.7 MPa·m1/2;当氧化温度为1600℃时,超高温陶瓷内部的SiC由被动氧化转变为主动氧化,并且随着氧化温度升高,超高温陶瓷氧化层厚度与氧化温度呈正相关。

ZrB_2基超高温陶瓷热冲击模拟及失效分析

ZrB_2基超高温陶瓷作为热防护材料,在应用过程中必然受到热荷载的冲击作用。基于动态热弹性方程,分别对冷却与加热条件下ZrB_2基超高温陶瓷热冲击行为进行数值模拟,并考虑惯性项与耦合项对材料热冲击性能的影响,讨论了表面换热系数对最大应力及临界时间的影响规律。同时采用热断裂理论作为失效准则,提出预测该材料表面换热系数的方法,为ZrB_2基超高温陶瓷的热防护应用提供依据。

ZrB_2基超高温陶瓷的强韧化研究进展

ZrB2具有高熔点(3245℃)、高硬度(23GPa),高温热稳定性,成为最具潜力的超高温陶瓷,但是ZrB2韧性低的缺点限制了应用范围。本文总结了增韧ZrB2陶瓷的研究进展。目前,提高ZrB2基超高温陶瓷的断裂韧性的方法主要是通过掺入第二相,掺入相包括SiC颗粒、晶须、纤维,短石墨纤维,纳米SiC,氧化锆,Mo,Nb以及AlN和BN等。

ZrB_2基超高温陶瓷烧蚀性研究进展

ZrB_2基超高温陶瓷具有高熔点、良好的热震性以及突出的抗氧化性和抗烧蚀性,这使得其在航空航天等领域具有广泛的应用前景。本文综述了ZrB_2基超高温陶瓷的烧蚀性能测试方法、烧蚀机理以及烧蚀性能研究现状。

大气等离子喷涂ZrB2/SiC/TaSi2超高温陶瓷涂层及其性能研究

高超声速飞行器在飞行过程中面临强烈的气动加热,而C/C复合材料因其优异的高温热稳定性而受到了航天领域的广泛关注,但也存在高温抗氧化能力不足的问题。本文以硼化锆、碳化硅、二硅化钽为原料制备了复合粉体材料,通过大气等离子喷涂(APS)工艺在C/C基体表面制备了高温抗氧化陶瓷涂层;采用SEM、EDS等检测手段对喷雾干燥粉末和涂层的相和微观结构进行了表征,并选用氧乙炔火焰在1800℃下对涂层样品进行了300s烧蚀考核。研究结果表明,TaSi2的加入可以降低复合粉体的共熔温度,在喷涂时粉末可以产生更多的共熔共晶组织,提高粉末沉积效率;采用大气等离子喷涂制备得到的ZrB2/SiC/TaSi2复合陶瓷涂层表现出了优异的高温抗氧化性能,涂层无明显剥落破碎等现象;烧蚀过程中TaSi2可以促进稳定的共晶氧化物的形成以及补充挥发的玻璃相,涂层表面形成了致密的Zr-Ta-O共晶氧化物,起到阻氧屏障的作用,从而使涂层具有更好的抗烧蚀性能。

ZrB_2-SiC/C层状复合陶瓷的高温氧化行为

利用流延法成膜和热压烧结工艺制备出了ZrB2-SiC层和石墨层交替排列、层厚均匀、界面清晰的ZrB2-SiC/C层状复合陶瓷。采用循环氧化法对ZrB2-SiC和ZrB2-SiC/C层状复合陶瓷在1000℃及1300℃空气中的氧化动力学曲线进行了研究。结果表明:在1000℃氧化增重时,ZrB2-SiC/C层状复合陶瓷在氧化反应初期表现为氧化增重,随着时间的增加,表现为氧化减重。在1300℃时,ZrB2-SiC/C层状复合陶瓷由于基体层ZrB2-SiC和弱夹层石墨相的氧化规律的相互叠加,使得其氧化增重曲线表现为抛物线规律。由XRD分析及扫描电镜观察发现,1300℃氧化15 h后,试样中不存在弱夹层石墨相,由于石墨相的挥发,材料残留孔隙。

ZrB2基超高温陶瓷精密电加工工艺研究

采用单因素试验法对Zr B2基超高温陶瓷进行了精密电加工工艺加工试验,获得了的合理电加工工艺参数;分析了电加工后的Zr B2基超高温陶瓷微观组织,表明采用精密电加工工艺对Zr B2基超高温陶瓷的损伤较少,不会影响到材料的内部微观组织及其他相关性能,精密电加工工艺是目前加工Zr B2基超高温陶瓷材料及结构的优选方法。

SPS工艺参数对ZrB2-MoSi2-SiC复合陶瓷组织与高温抗氧化性能的影响

采用放电等离子烧结法,在烧结温度为1700~2000℃,升温速率为75~150℃/min,保温3~10 min条件下制备ZrB2-MoSi2-SiC复合陶瓷(ZMS15陶瓷),研究烧结温度、升温速率和保温时间等工艺参数对材料致密度以及1200℃高温抗氧化性能的影响。结果表明:ZrB2-MoSi2-SiC复合陶瓷的致密度随烧结温度升高和升温速率增大而增大,保温时间为7 min时致密度最大。ZMS15陶瓷高温氧化时形成双层结构的氧化层,外层为玻璃态SiO2层,内层为颗粒状富ZrO2层。随烧结温度升高,材料的抗氧化性能增强。ZrB2-MoSi2-SiC复合陶瓷的最佳SPS工艺为烧结温度2000℃、升温速率125℃/min、保温时间7 min,所得陶瓷的相对密度大于98.5%,在1200℃氧化72 h后的质量增加率小于8 mg/cm^2。

ZrB_2-SiC复相陶瓷的制备及其耐热冲击性能的研究

以Zr-B2O3-Mg为反应体系,利用自蔓延高温合成法(SHS)制备ZrB2粉体。分别在反应前和反应后掺入(体积分数)20%SiC,利用放电等离子烧结技术(SPS)制备ZrB2-SiC超高温陶瓷。采用SEM观察显微组织,利用阿基米德法测定密度,用氧炔焰进行热冲击试验。结果表明:与在自蔓延生成ZrB2后再掺入SiC的粉体相比,在自蔓延体系中直接掺入SiC粉体能够改善SiC的烧结活性及分散均匀程度,从而使相同烧结工艺下制备的ZrB2-SiC复相陶瓷具有较高的致密度和更好的抗热冲击性能。

ZrB_2-SiC复相陶瓷制备方法研究现状

综述了ZrB2-SiC复相陶瓷近年来的研究现状。总结了无压烧结、反应热压烧结、热压烧结、放电等离子烧结和一些其他方法制备ZrB2-SiC复相陶瓷的研究成果,并提出了ZrB2-SiC复相陶瓷目前研究中存在的问题和今后潜在的发展方向。

氧化钇掺杂ZrB_2-SiC陶瓷基复合材料的抗烧蚀性能研究

采用热压烧结工艺制备了氧化钇掺杂Zr B2-Si C陶瓷基复合材料,利用高频等离子体电弧风洞对氧化钇掺杂Zr B2-Si C进行了2300℃和2400℃的抗氧化烧蚀性能测试,分析了氧化钇对陶瓷材料抗烧蚀性能的影响,探讨了稀土氧化物掺杂Si C-Zr B2陶瓷材料的抗烧蚀机理。结果表明,在升温及降温过程中均未开裂,材料具有较好的抗热冲击性能,质量烧蚀率分别为0.0344 g/s和0.0365 g/s,氧化层厚度分别为1 mm和2 mm,表面烧蚀中心和边缘的氧化产物分别为低温稳定相Zr O2和Si O2,氧化层结构仍旧是连续的,体现了材料较好的抗氧化烧蚀性能。

硼化锆基超高温陶瓷连接技术研究进展

近年来,航空航天科技的发展对超高温陶瓷材料的连接提出了迫切需求。ZrB_2基超高温陶瓷是一种性能优异的高温结构材料,具有高熔点、高硬度、高热导率等特性。概述了ZrB_2基超高温陶瓷的基本性质,综述了液态金属在ZrB_2基超高温陶瓷表面的润湿行为和ZrB_2基复合陶瓷连接技术研究进展,并对ZrB_2基超高温陶瓷连接技术的发展进行了展望。