TiAl合金与ZrB2-SiC陶瓷非晶钎焊接头组织与力学性能

采用Cu41.83Ti30.21Zr19.76Ni8.19(at.%)非晶钎料对Ti48Al2Cr2Nb合金与ZrB2-SiC陶瓷进行真空钎焊连接,通过扫描电镜、能谱分析、X射线衍射以及万能试验机对接头的微观组织和力学性能进行研究。结果表明:TiAl合金与ZrB2-SiC陶瓷钎焊接头的界面结构为TiAl/Ti2Al/AlCuTi/(Ti,Zr)2(Cu,Ni)+TiB+TiCu/Ti5Si3/ZS。当钎焊温度为910℃,随着保温时间的延长,靠近ZrB2-SiC一侧反应层宽度逐渐增大,接头中弥散分部的TiB和TiCu聚集长大。接头剪切强度随着保温时间的延长先上升后降低,当钎焊温度为910℃,保温20 min时,接头剪切强度最大,为187 MPa,通过对各工艺的接头断口分析,发现接头均断裂在陶瓷侧,断裂方式为脆性断裂。

高应变率下ZrB2-SiC陶瓷复合材料压缩力学性能实验研究

采用分离式霍普金森压杆装置,测试了高应变率下ZrB2-20%SiC陶瓷复合材料的动态压缩力学性能,应变率范围为900s^-1~3000s^-1。结果表明:ZrB2-20%SiC陶瓷复合材料的动态压缩强度与临界应变均随应变率的增大而增加,2950s^-1时压缩强度与临界应变比981s^-1时分别增大了88.72%和148.85%;应变率对ZrB2-20%SiC陶瓷复合材料的动态压缩应力-应变曲线与破坏机理影响显著,应变率为1134s^-1时,ZrB2-20%SiC陶瓷复合材料破坏模式以裂纹扩展为主,应变率为2861s^-1时,多裂纹扩展为该材料的主要破坏机理;应变率越高,试件的损伤程度越大,压缩试件碎片尺寸越小,压缩应力-应变曲线的非线性越明显。

石墨和C/C复合材料表面ZrB2-SiC陶瓷涂层的研究进展

C/C复合材料具有优异的高温力学性能,是航空航天领域最具发展前景的结构材料之一,但在高温含氧环境中的氧化问题严重地限制了其实际应用。涂层技术是提升基体抗氧化能力的有效手段,因ZrB2-SiC陶瓷涂层具有优异的抗氧化、抗烧蚀、抗热震等性能,非常适合作为C/C复合材料的高温防护涂层。首先,介绍了ZrB2-SiC陶瓷涂层在氧化和烧蚀过程中组织结构的演变规律,阐明了该涂层的高温防护机理;然后,综述了该涂层的主要制备方法(包埋法、CVD、等离子喷涂)及每种方法的优点与不足,并对不同方法所制备涂层的抗氧化性和抗烧蚀性进行了比较;之后,针对该涂层研究和应用中存在的问题,如涂层致密性差、元素分布不均匀、应用温度范围窄、与基体热匹配性差等,从粉体改性和掺杂改性两方面总结了该涂层的改性研究现状,重点阐述了对ZrB2-SiC粉末进行喷雾造粒和感应等离子球化处理对于提升等离子喷涂涂层性能的重要意义;最后,从涂层制备、涂层结构设计、涂层改性、涂层性能测试等方面,指出了该涂层体系存在的主要问题和未来的发展方向。

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。

ZrB_2-SiC复合陶瓷双尺度热应力分析

基于双尺度渐近分析方法,对ZrB2-SiC陶瓷的细观热应力场进行数值模拟,研究了SiC夹杂的含量、颗粒尺寸和中心距对细观ZrB2-SiC陶瓷单胞热应力场分布的影响。结果发现:在ZrB2-SiC陶瓷材料制备冷却过程中,SiC含量越高,材料越易产生微裂纹;当夹杂含量一定时,SiC夹杂颗粒的尺寸越大或夹杂颗粒间的中心距越小,材料越易产生微裂纹。数值计算结果与扫描电镜(SEM)照片吻合。

ZrB_2-SiC陶瓷材料的力学性能研究

为适应新型防热材料的要求,采用热压烧结工艺制备了氧化钇和氧化镧掺杂ZrB2-SiC陶瓷材料,分析了氧化钇和氧化镧对陶瓷材料室温/高温力学性能的影响,探讨了稀土氧化物掺杂ZrB2-SiC陶瓷材料的增强增韧机制。结果表明,随氧化钇含量的提高,材料的致密度和维氏硬度增加,而弯曲强度和断裂韧性先是升高然后下降。在氧化钇掺量体积分数为3%时获得最大强度和断裂韧性。氧化镧对原材料比较敏感,杂质比较多的情况下,强度明显下降,原材料纯度较高时,掺杂体积分数5%氧化镧可以获得较高的致密度、抗弯强度和断裂韧性。弯曲强度的提高主要来源于晶粒细化、均匀化和致密化,断裂韧性的提高主要是裂纹偏转数量的增加消耗裂纹扩展能量而引起的。

弱界面层方向性对层状ZrB_2-SiC/石墨陶瓷的影响

利用流延-叠层-热压烧结工艺制备层状ZrB_2-SiC/石墨(ZrB_2-SiC/G)陶瓷,研究了石墨弱界面层的方向性对其力学性能的影响;通过XRD、SEM等对层状ZrB_2-SiC/G陶瓷的物相、形貌进行观察分析。结果表明:层状ZrB_2-SiC/G陶瓷在平行方向上的弯曲强度为(382±25)MPa,略低于垂直方向的弯曲强度((429±30)MPa);平行方向的断裂韧性为(11.2±0.3)MPa·m^(1/2),比垂直方向的断裂韧性提高了75%。层状ZrB_2-SiC/G陶瓷在平行方向上的断裂韧性的提高主要是由于石墨弱界面层对裂纹的偏转、分叉和脱层作用。

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.

无压烧结硼化锆基ZrB_2-SiC复相陶瓷的结构与性能

以钇铝石榴石-YAG为烧结助剂,通过无压烧结制备了ZrB2-SiC复相陶瓷。研究了烧结助剂含量对烧结材料力学性能和显微结构的影响,材料的显微结构由扫描电镜SEM及其能谱分析EDS测定。研究结果表明,烧结助剂(YAG)和原料中的杂质形成玻璃相填充在晶界上,显著促进了硼化锆基ZrB2-SiC复相陶瓷的致密化。

烧结温度对ZrB_2-SiC超高温陶瓷致密化的影响

利用放电等离子烧结技术(SPS)在不同的烧结温度下对ZrB_2-SiC超高温陶瓷进行烧结,研究了烧结温度对烧结体致密化的影响。结果表明,在烧结温度分别为1650℃、1750℃、1850℃和1950℃,升温速度为200℃/min,保温时间为1 min,压力为50 MPa时,随着烧结温度的提高,烧结体的致密度呈上升趋势。当烧结温度高于1850℃时,烧结体的致密化过程明显加剧;通过对不同烧结温度下制得的试样的XRD谱图分析发现.当温度高于1850℃时ZrB_2-SiC陶瓷中的SiC相会发生3C相到4H相的转变,这可能就是当烧结温度高于1850℃时烧结体致密度会急剧上升的原因。

碳短纤维对ZrB_2-SiC基超高温陶瓷力学性能的影响

ZrB2-SiC基材料具有高熔点,高热导率,高电导率和良好的化学稳定性,可以在高超声速的极端条件下工作。但是这种材料的主要问题是低的断裂韧性,为了改善这一性能,将碳短纤维加入到ZrB2-20%(体积分数)SiC中热压烧结,得到了断裂韧性明显提高的试样,从2.0MPa.m1/2提高到6.56MPa.m1/2,同时弯曲强度略有降低,从502MPa降至445MPa,弹性模量也有所降低,从414GPa降至322GPa。为了深入理解这种变化,建立了模型来计算纤维造成的影响,计算结果与实验结果比较接近,证明对于本实验的材料体系,用该模型来解释是合理的。

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/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。

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。

C/C-SiC复合材料表面ZrB_2基陶瓷涂层的制备及高温烧结机理

采用刷涂-烧结法,分别在C/C-SiC复合材料和C/C复合材料表面制备了ZrB2基陶瓷复合涂层。利用EDS,SEM分析陶瓷涂层的成分及微观形貌,通过对比C/C-SiC基体和C/C基体的表面涂层,对C/C-SiC基体表面涂层的高温烧结机理进行了探究。结果表明:高温下C/C-SiC基体中的硅组元会溢出,造成样品质量损失;同时,溢出的硅组元能渗入到陶瓷涂层中,形成了以硅为主要黏结相,ZrB2等陶瓷相弥散分布的陶瓷涂层;与C/C基体相比,硅组元的溢出能有效促进涂层与基体之间的界面结合。在对基体进行预处理的基础上,采用低温真空脱胶,高温常压烧结,能够制备出结构致密、无裂纹并与基体结合牢固的ZrB2基陶瓷涂层。

SPS烧结ZrB_2-SiC复合陶瓷的力学性能

用放电等离子体烧结(SPS)制备了ZrB2-30%SiC复合陶瓷材料,在万能力学试验机上测试陶瓷材料的弯曲强度和断裂韧性,用SEM观察陶瓷材料的断口形貌,并分析材料的断裂机制。结果表明ZrB2-SiC复合陶瓷的弯曲强度为743MPa,断裂韧性为6.5MPa·m1/2;断裂机制主要是沿晶断裂和穿晶断裂的混合机制。

碳纳米管-ZrB_2-SiC陶瓷基复合材料的制备与性能研究

研究了用热压烧结方法制备的不同碳纳米管(CNTs)含量的ZrB_2-SiC-xwt%CNTs(x=0、1.0、2.5、4.0)复合材料的工艺条件、力学性能和微观结构.用TEM观察了试样的微观结构,用SEM观察了试样断口形貌和裂纹扩展情况,并对其强韧化机制进行了分析.研究表明,碳纳米管主要分布沉积在ZrB_2颗粒内部,形成内晶型结构,在CNTs含量为2.5%时,相对密度、维氏硬度和弯曲强度分别为99.6%、21.7GPa和542MPa,断裂韧性达到6.10MPa·m^(1/2).碳纳米管加入后材料致密性提高、晶粒细化,所形成的内晶型结构是材料强度和韧性得以提高的原因.

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。

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。

层状ZrB_2-SiC-G陶瓷在1300℃下的抗氧化性及其残余强度的研究

采用流延–层叠–热压的方法制备了不同石墨界面层的层状ZrB_2-SiC-G超高温陶瓷,研究其在1300℃下氧化0.5~10 h的氧化行为以及氧化时间对室温残余强度的影响,观察了增重量随氧化时间的变化,并对其物相和形貌进行了分析。结果表明,石墨界面层中添加40vol%ZrB_2和10vol%SiC制备的层状ZrB_2-SiC-G超高温陶瓷,室温弯曲强度为670 MPa,断裂韧性为13.7 MPa·m^(1/2),氧化10 h后弯曲强度仍达429MPa,断裂韧性仍达10.25 MPa·m^(1/2),优异的残余强度是由于表面形成了致密的SiO_2玻璃层而阻止了材料内部被氧化。