凝胶注模/反应熔渗Si C陶瓷基零件素坯缺陷控制及高温力学性能研究

针对凝胶注模/反应熔渗Si C陶瓷零件由于炭黑团聚、含量不足引起的坯体宏观裂纹、残留硅含量过高问题,提出了一种有效控制陶瓷组织缺陷与残硅含量、提升陶瓷零件高温力学性能的方法。本文以短碳纤维代替炭黑作为碳源,通过实验对比分析了碳纤维与炭黑在陶瓷浆料中的分散性以及这两种碳源对陶瓷素坯质量的影响规律;采用SEM/XRD等手段研究了碳纤维/Si C陶瓷微观结构及其物相组成,并探讨了碳纤维体积分数对反应熔渗Si C陶瓷基零件高温性能的影响规律。结果表明:较之炭黑,短碳纤维在陶瓷浆料中具有良好的分散性,干燥后陶瓷坯体内大尺寸气孔和裂纹等缺陷得到有效控制;在反应熔渗过程中,碳纤维溶解到液硅中并生成β-Si C取代残硅,填充了陶瓷坯体的剩余孔隙。当碳纤维体积分数增加时,陶瓷坯体中的残硅含量得到有效控制;而碳化硅陶瓷高温力学性能(1350℃)随着纤维体积含量,先增大后减小,当纤维体积分数为20%时达到最大,其高温弯曲强度、断裂韧性分别为343±19MPa、5.04±0.27MPa·m1/2。     

凝胶注模/反应熔渗Si C陶瓷基零件素坯缺陷控制及高温力学性能研究

针对凝胶注模/反应熔渗Si C陶瓷零件由于炭黑团聚、含量不足引起的坯体宏观裂纹、残留硅含量过高问题,提出了一种有效控制陶瓷组织缺陷与残硅含量、提升陶瓷零件高温力学性能的方法。本文以短碳纤维代替炭黑作为碳源,通过实验对比分析了碳纤维与炭黑在陶瓷浆料中的分散性以及这两种碳源对陶瓷素坯质量的影响规律;采用SEM/XRD等手段研究了碳纤维/Si C陶瓷微观结构及其物相组成,并探讨了碳纤维体积分数对反应熔渗Si C陶瓷基零件高温性能的影响规律。结果表明:较之炭黑,短碳纤维在陶瓷浆料中具有良好的分散性,干燥后陶瓷坯体内大尺寸气孔和裂纹等缺陷得到有效控制;在反应熔渗过程中,碳纤维溶解到液硅中并生成β-Si C取代残硅,填充了陶瓷坯体的剩余孔隙。当碳纤维体积分数增加时,陶瓷坯体中的残硅含量得到有效控制;而碳化硅陶瓷高温力学性能(1350℃)随着纤维体积含量,先增大后减小,当纤维体积分数为20%时达到最大,其高温弯曲强度、断裂韧性分别为343±19MPa、5.04±0.27MPa·m1/2。     

凝胶注模成型氧化铝基陶瓷坯体的冷冻干燥缺陷控制

采用凝胶注模成型技术制造复杂精铸件陶瓷铸型的过程中,铸型坯体会产生内部裂纹等缺陷,严重影响铸型质量。为此,采用三维CT检测技术,通过实验跟踪内部裂纹产生的过程,发现在冷冻干燥失水率(质量比)为20%~60%时,坯体容易产生裂纹。基于冷冻干燥理论,对裂纹产生的机理进行了分析,结果表明:在坯体冷冻干燥过程中,若冻结层温度高于其共晶点温度(-3.6℃),将使冻结层融化,致使其强度急剧下降,从而导致裂纹产生。为了降低坯体冻结层温度,将干燥供热板温度从15℃降低为-5℃,并在坯体内部设计直径为0.8mm的通孔结构,结果表明:采用这2项措施后,当坯体失水率为20%~60%时,可保证冻结层温度低于-3.6℃,有效避免裂纹的产生。     

凝胶注模陶瓷素坯固体干燥剂干燥尺寸精度控制

针对凝胶注模陶瓷素坯在加热干燥过程中收缩较大的问题,采用固体干燥剂干燥工艺以提高陶瓷素坯的干燥尺寸精度。重点研究了CaO、无水MgSO4和SiC粉体3种固体干燥剂的成分、粒径尺寸以及环境湿度对陶瓷素坯干燥线收缩率的影响规律,分析了具备不同物理化学属性的3种固体干燥剂对素坯失水速率和表面蒸汽压的影响规律,并结合红外光谱测试了凝胶结构均匀性对素坯干燥尺寸精度的影响规律,采用CT扫描对陶瓷素坯的尺寸变化进行了表征。结果表明:在相同的温度和湿度条件下,固体干燥剂干燥工艺降低了陶瓷素坯干燥前期的失水速率,延长了等速干燥阶段的时间,并提高了凝胶结构均匀性和素坯强度,因此降低了素坯干燥线收缩率;当温度为40℃时,采用2μm粒径的CaO干燥剂可将陶瓷素坯的干燥线收缩率降至0.12%。     

凝胶注模的凝胶反应动力学和均匀性

研究凝胶注模反应动力学与反应条件对凝胶均匀性的影响,获得合理的凝胶反应条件.研究结果表明:增加引发剂浓度、催化剂浓度和单体浓度或者升高起始反应温度,凝胶反应诱导期和反应期均缩短,但单体/交联剂比例对诱导期和反应期影响不大;增加悬浮液的固相体积分数,诱导期缩短而反应期却延长;引发剂浓度、催化剂浓度和单体浓度过高或过低,均会降低凝胶均匀性.凝胶注模单体浓度较合适质量分数的范围为10％～20％,起始反应温度应控制在20～40℃;随着单体与交联剂质量比的降低,凝胶均匀性下降:当单体与交联剂质量比低于某一值时,凝胶均匀性急剧下降.单体与交联剂的质量比应高于20∶1.     

凝胶注模成型氧化锆陶瓷坯体的性能和显微结构分析

研究了通过添加2.6%(质量分数)水溶性高分子聚丙烯酰胺到氧化锆陶瓷悬浮体中能够消除在空气中凝胶注模成型的坯体的表面脱粉现象,成型出的形状复杂的氧化锆湿坯体性能良好,均匀致密.并研究了氧化锆粉体加入聚丙烯酰胺前后在水中的分散特性,同时对坯体的抗弯强度和显微结构进行了详细地测试和观察.     

AlSiC电子封装材料的凝胶注模法制备

文章将凝胶注模技术与铝合金无压熔渗技术相结合,采用3种颗粒级配填隙制备出SiC体积分数大于60X%的AlSiC复合材料.研究结果表明,凝胶注模制备的SiC预制件粗细颗粒分布均匀;含粗颗粒SiC浆料中引入质量分数约为2%的高温黏结剂,在1 050℃煅烧1 h即可使预制件具有满足后续工艺要求的强度,而且整个过程中坯体尺寸稳...     

凝胶注模成形多孔Ti-7.5Mo合金的孔隙及力学性能

以振动球磨方式混合Ti-Mo粉体,采用凝胶注模成形制备了多孔Ti-7.5Mo合金制品,并利用扫描电子显微镜、X射线衍射和力学性能试验分别对其显微结构和力学性能进行了测试和分析,研究了预混液单体质量分数和浆料固相含量对其孔隙性能和力学性能的影响.结果表明,与纯Ti粉末相比,添加质量分数为7.5%的Mo混合粉末浆料的流变特性较好,所得合金由分布均匀的α-Ti基体和β-Ti组成,其孔隙率为39.15%~45.97%,孔径为5~98μm.与凝胶注模多孔纯钛相比,多孔Ti-7.5Mo合金的生物力学性能更加优异,适合作为医用植入材料.     

氧化铝多孔陶瓷凝胶注模成型研究

以TH-903为分散剂,刚玉粉体为基体材料,以碳粉为造孔剂,采用凝胶注模成型方法制备了多孔氧化铝陶瓷.研究了分散剂、球磨时间和固相含量对浆料粘度的影响以及造孔剂含量对多孔陶瓷性能的影响.结果表明:加入质量分数为2.5%的分散剂可制得低粘度、高固相含量的陶瓷浆料.成型后的坯体经1360℃烧结1h,可获得孔径分布均匀、高显气孔率及强度较高的产品.     

凝胶注模制备的铝铜坯体脱脂过程及动力学

通过凝胶注模工艺,采用非水基凝胶体系,成功地制备铝铜坯体.通过扫描电镜观察脱脂前聚合物完全包裹粉末颗粒,脱脂后金属坯体中聚合物完全脱除.通过反应机理得出聚合物三维网络结构的化学式.采用热分析手段、热重和红外连用系统分析金属坯体的脱脂过程,根据Coats-Redfern方法对非等温热失重率曲线的数据进行动力学研究,建立动力学方程.在不同的升温速率下聚合物脱脂反应级数为1,活化能在79.86～ 108.63 kJ ·mol-1范围内,指前因子反应指数在106-107min-1,活化能的结果表明反应对温度和动力学比较敏感.脱脂主要分为两个阶段,在240～ 350℃主要是聚合物链段的分解,在350～ 470℃主要是聚合物网状结构的解聚和解交联反应,同时脱脂阶段主要产生CO2、CO、NO2和H2O挥发性气体.     

低温反应熔渗制备C/C-SiC复合材料的微观结构和力学性能

分别在1 450,1 500和1 550℃通过反应熔渗的方法制备了C/C-SiC复合材料,研究熔渗温度对C/C-SiC的性能影响。借助扫描电子显微镜,X射线衍射仪等对C/C复合材料及C/C-SiC复合材料的微观结构等进行表征,测试了C/C-SiC复合材料的弯曲性能。结果表明:熔渗温度不同影响C/C-SiC的密度、孔隙率、残余硅含量及弯曲强度。熔渗温度越高,C/C-SiC的密度越大,孔隙率越低,SiC含量越高,残余硅含量越少,弯曲强度越高。1 550℃反应熔渗制备的C/C-SiC1 550弯曲强度达到136MPa,比C/C-SiC1 450强度高出42%。C/C-SiC复合材料均表现出"假塑性"断裂行为,弯曲断裂过程中无纬布层中的碳纤维拔出明显。     

高温熔体粘度测试仪的温度控制技术

介绍了高温熔体粘度测试仪的组成和功能.分析了高温熔体粘度测试仪温度控制系统的特点.为了提高加热速度和温度控制精度,提出了阈值控制策略与自适应模糊PID控制相结合的控制算法.在高温炉当前温度值与设定温度值偏差较大时,为了保护系统和提高加热速度,运用阙值控制策略对系统进行控制,在高温炉当前温度值与设定温度值偏差较小时,运用自适应模糊PID控制,以保证控制精度.仿真研究和试验测试证明,该控制算法在保证控制精度的基础上,能很好地提高系统的动态性能.     

碳纤维增强碳化硅复合材料的力学性能与界面

以A1N和Y2O3为烧结助剂,采用先驱体转化-热压烧结的方法制备了Cf／SiC复合材料．研究了烧结温度对复合材料界面和力学性能的影响及烧结助剂对显微结构的影响．结果表明由于烧结时晶界液相和SiC-A1N固溶体的形成,当烧结温度为1750℃时,复合材料具有较高的致密度和较好的力学性能;当烧结温度升为1800℃时,在复合材料密度增大的同时,其力学性能也大幅度提高,此时复合材料抗弯强度与断裂韧性分别高达691.6MPa和20.7MPa·m1/2,复合材料呈现韧性断裂;进一步提高烧结温度至1850℃时,虽然复合材料的密度有所增加,但由于纤维,基体界面结合过强以及纤维本身性能退化加剧,复合材料呈现典型的脆性断裂,其力学性能急剧降低;纤维／基体的界面是导致纤维增强陶瓷基复合材料性能的关键因素,其中,纤维的脱粘与拔出是主要的增韧因素．     

三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料室温单轴压缩断裂行为

在室温下,利用WDW-E100D万能试验机和SEM研究了三维连通网状结构SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料的准静态单轴压缩变形和断裂行为. 结果表明,复合材料的轴向压缩断裂强度达到了1270MPa,在压缩条件下复合材料的断裂发生在弹性变形阶段,断裂前观察不到塑性变形;试样发生纵向劈裂和剪切断裂;三维连通网状结构SiC陶瓷是主要的承载单元,断口形貌为层片状、台阶式的解理断裂;非晶合金发生粘性流动,在变形过程中形成纹脉状断口形貌,出现典型的热软化效应.     

低碳钢的高温力学性能

利用Gleeble 1500热模拟实验机,采用加热法和凝固法两种加热变形制度,研究了实验用低碳钢的热塑性及强度,测定了该钢种的零塑性温度(ZDT)θd及零强度温度(ZST)θs,分析了其裂纹敏感性及断口组织·结果表明,凝固法所测结果更符合实际;实验钢的高温脆性温度范围为1300℃至熔点,在1100～1300℃范围内,此钢的断面收缩率均大于60%,具有良好的塑性·实验用低碳钢的高温脆性区较小,具有较强的抗高温裂纹特性·其θd和θs分别为1350℃和1400℃·     

高温对岩石力学性能及微观硬度影响

为分析高温后骨料对混凝土性能的影响,研究不同目标高温后石灰岩和辉绿岩外观、质量损失、压碎指标及微观硬度值,得到石灰岩和辉绿岩温变规律。试验结果表明,温度超过500℃后石灰石质量会急剧减小,而辉绿岩质量基本保持一致;两种岩石的压碎指标在临界温度后都急剧减小,其中石灰岩的临界温度为400 ℃,辉绿岩的临界温度为500 ℃。在显微硬度方面,石灰石的硬度先增大后减小,辉绿岩的硬度先增大后减小而后又增大,其硬度规律呈现N型。由此可见,硬度和压碎指标与温度变化并无太大联系。但在200-400 ℃之间,石灰岩和辉绿岩的力学性能都有增大趋势。     

W对Fe3Al基合金高温力学性能的改善

在Ｆｅ３Ａｌ基合金中，加入少量Ｗ能显著改善合金的室温和高温强度，改善抗蠕变性能，但使合金室温塑性略微降低，Ｗ的加入能细化合金组织，同时在超过溶解度时形成Ｍ６Ｃ型碳化物，在Ｆｅ２８Ａｌ－５Ｃｒ合金中，Ｗ的原子分数溶解度在０．８％～１．０％左右，Ｍｏ或Ｎｂ与Ｗ同时加入会降低Ｗ在合金中的溶解度。     

不同类型碳化硅制备的BAS/SiC复合材料组织及力学性能的研究

采用放电等离子烧结(SPS)方法在1 800℃制备了不同类型碳化硅(Si C)的BAS/Si C陶瓷基复合材料.采用阿基米德排水法、XRD、SEM及三点弯曲等分析测试手段研究了复合材料的致密度、物相组成、显微结构及室温力学性能.实验结果表明,BAS能有效地促进复合材料的致密化.复合材料中没有发生β-Si C→α-Si C相的转变.Si C晶粒均匀地分散在连续的BAS晶相中,且与BAS之间结合紧密.与以α-Si C为原始粉体制备的复合材料的室温抗弯强度相比,β-Si C为原始粉体制备的复合材料的室温抗弯强度提高13.93%.     

基于40Cr高温动态力学性能的磨削表面动态再结晶行为

通过分离式霍普金森压杆(SHPB)实验得到了40Cr合金钢在高温高应变率下真应力-真应变曲线,据此确定了材料发生动态再结晶的临界条件.采用解析法和实验法分别求解了磨削强化层的温度场和塑性应变场分布.结果表明,磨削强化层在磨削深度方向具有较大的温度和塑性应变梯度;150μm强化层内会发生奥氏体转变;磨削表面最高温度可达1...     

Al_2O_3/SiC纳米陶瓷复合材料的制备及力学性能

采用一次粒径分别为10nm和15nm的αAl2O3和SiC粉体为原料,制备了Al2O3/SiC纳米陶瓷复合材料·纳米SiC颗粒明显抑制Al2O3基体晶粒的长大,SiC体积分数超过4%时,材料的断裂方式由沿晶断裂变为穿晶断裂·随SiC含量的增加,Al2O3/SiC纳米复合材料的硬度增大·材料的弯曲强度和断裂韧性在SiC体积分数为5%时达到最大值·最大三点弯曲强度和断裂韧性分别为641MPa和47MPam1/2,明显高于热压单相Al2O3陶瓷(344MPa和31MPam1/2)·复合材料的强化主要来源于内晶颗粒残余应力强化和晶粒细化...