CN102531608B - 一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 - Google Patents
一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN102531608B CN102531608B CN201210050561.3A CN201210050561A CN102531608B CN 102531608 B CN102531608 B CN 102531608B CN 201210050561 A CN201210050561 A CN 201210050561A CN 102531608 B CN102531608 B CN 102531608B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- sic
- sample
- low density
- sintering
- ceramics material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 64
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 title claims abstract description 35
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 13
- 238000005245 sintering Methods 0.000 claims abstract description 53
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 28
- 239000002689 soil Substances 0.000 claims abstract description 21
- 239000011863 silicon-based powder Substances 0.000 claims abstract description 16
- 238000009413 insulation Methods 0.000 claims description 22
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 17
- 238000000498 ball milling Methods 0.000 claims description 15
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims description 15
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims description 8
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 7
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000003825 pressing Methods 0.000 claims description 6
- 238000001035 drying Methods 0.000 claims description 4
- 238000005469 granulation Methods 0.000 claims description 4
- 230000003179 granulation Effects 0.000 claims description 4
- 239000002002 slurry Substances 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 12
- 238000000280 densification Methods 0.000 abstract description 11
- 229910052593 corundum Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 abstract description 3
- 239000000377 silicon dioxide Substances 0.000 abstract description 2
- 235000012239 silicon dioxide Nutrition 0.000 abstract description 2
- 229910001845 yogo sapphire Inorganic materials 0.000 abstract 3
- 229910052681 coesite Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052906 cristobalite Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052682 stishovite Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052905 tridymite Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 42
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 description 30
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 29
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 19
- 230000008569 process Effects 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 5
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 5
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 5
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 4
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 4
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 4
- 239000004567 concrete Substances 0.000 description 4
- 239000010431 corundum Substances 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 230000008707 rearrangement Effects 0.000 description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003786 synthesis reaction Methods 0.000 description 3
- 229910003925 SiC 1 Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011154 composite armour Substances 0.000 description 2
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 239000000376 reactant Substances 0.000 description 2
- 238000010183 spectrum analysis Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- -1 wherein Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- HPTYUNKZVDYXLP-UHFFFAOYSA-N aluminum;trihydroxy(trihydroxysilyloxy)silane;hydrate Chemical compound O.[Al].[Al].O[Si](O)(O)O[Si](O)(O)O HPTYUNKZVDYXLP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003078 antioxidant effect Effects 0.000 description 1
- 238000010923 batch production Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 235000021321 essential mineral Nutrition 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 1
- 229910052621 halloysite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001513 hot isostatic pressing Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- NLYAJNPCOHFWQQ-UHFFFAOYSA-N kaolin Chemical compound O.O.O=[Al]O[Si](=O)O[Si](=O)O[Al]=O NLYAJNPCOHFWQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052622 kaolinite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 1
- 238000013508 migration Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 125000004433 nitrogen atom Chemical group N* 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 125000004430 oxygen atom Chemical group O* 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 239000011819 refractory material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 102220043159 rs587780996 Human genes 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 229960001866 silicon dioxide Drugs 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
- 230000002194 synthesizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 230000035899 viability Effects 0.000 description 1
- 238000001238 wet grinding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
本发明公开了一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法，该材料应用范围广阔，尤其适合于装甲防护领域。本发明陶瓷材料主要以SiC、Si粉、Al2O3、苏州土以及SiO2为原料，与添加料在流动的氮气条件下，1400～1750℃高温烧结制备得到；其中，苏州土有效促进β-sialon相的生成，添加料促进样品的烧结致密化，得到的陶瓷材料的体积密度约为Al2O3陶瓷材料的75％，但其比强度较Al2O3陶瓷材料提高了约40％。
Description
技术领域
本发明属于陶瓷材料领域，具体涉及一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法。
背景技术
现代战争中，武器装备和人员的生存能力越来越受到重视，装甲防护的重要性日益凸显。高性能陶瓷材料以其高强度、高硬度、低密度和耐腐蚀等优点，在提高复合装甲的防护能力方面发挥了重要作用。陶瓷装甲已成为现代复合装甲的一个重要组成部分，在坦克、装甲车辆、武装直升机和战斗人员的装甲防护领域得到广泛应用[1-2]。目前应用较多的装甲陶瓷材料主要有Al2O3、B4C和SiC等。Al2O3装甲陶瓷制备工艺简单、成本低，因而被广泛应用，但密度较大、比强度低；B4C密度低、比强度高，抗弹性能好，但价格昂贵，未能大规模使用；SiC密度居中，抗弹性能介于Al2O3与B4C之间，但其脆性导致陶瓷装甲系统抗多发弹攻击的能力变差，并且高性能碳化硅价格较高[3-5]。
β-sialon是一种Si3N4和Al2O3的固溶体(化学式为Si6-ZAlZOZN8-Z，Z＝1～4.2，Z为Al、O原子分别置换Si、N原子的数目)，它韧性和强度高，抗氧化性能和化学稳定性优于Si3N4 [6]。SiC陶瓷硬度和强度高，耐高温及抗热震性能好。Sialon结合SiC作为一种优质耐火材料，高温性能突出，但由于气孔较多，力学性能较差，不适合作装甲材料。也有研究表明：高致密度SiC/sialon复相陶瓷综合了SiC与sialon力学性能的优点，强度、硬度和韧性均较高，密度较低，但这类材料通常需要较高的烧结温度(一般在1850℃以上)，高温烧结时易发生Si3N4等物质的分解，需要采用热等静压或气压烧结。
因此，目前亟需一种成本低、密度小、比强度高的装甲陶瓷，尤其在追求轻质量的人体装甲方面具有重要意义。
发明内容
本发明的目的是克服上述不足之处提供一种成本低、能满足防护要求的低密度、高强度复相陶瓷材料。
本发明的另一目的是提供上述材料的制备方法。该方法是采用低温常压烧结工艺，步骤简单、成本低，适于批量生产，可制得大尺寸、形状复杂的部件。
本发明的目的是通过以下方式实现的：
一种低密度、高强度复相陶瓷材料，该陶瓷材料主要以SiC、Al2O3、Si粉、苏州土以及SiO2为原料，与添加料在氮气条件下烧结制成，烧结温度为1400～1750℃。所述的添加料可为La2O3、Y2O3、ZrO2、MgO中的一种或多种混合。
本发明SiC、Si粉、Al2O3、SiO2、苏州土与添加料的重量比为40～70∶3～10∶15～25∶3～15∶5～15∶3～20，优选SiC、Si粉、Al2O3、SiO2、苏州土与添加料的重量比为50～60∶5～10∶15～20∶5～10∶10～15∶10～15。
上述烧结为在温度1400～1600℃条件下，保温0.5～5h，再快速升温至1500～1750℃，保温0.5～5h。优选烧结为在温度1500～1600℃条件下，保温1～3h，再快速升温至1600～1700℃，保温0.5～2h。
所述的原料及添加料的粒径分布为0.1μm≤D50≤100μm。优选Al2O3、Si粉、苏州土、SiO2及添加料的粒径分布为0.5μm≤D50≤10μm。所述的SiC优选由粒径分布为1μm≤D50≤100μm的微米级SiC与粒径分布为0.1μm≤D50＜1μm的亚微米级SiC组成，二者重量比为30～50∶15～25。
上述低密度、高强度复相陶瓷材料的制备方法包括以下步骤：以SiC、Al2O3、Si粉、苏州土以及SiO2为原料，与添加料在氮气条件下烧结制成，烧结温度为1400～1750℃。
上述低密度、高强度复相陶瓷材料的制备方法具体可包括以下步骤：
以SiC、Al2O3、Si粉、苏州土及SiO2为原料，以乙醇为球磨介质，与添加料在用Si3N4球球磨，球磨后的浆料经烘干、造粒、过筛、干压成型、排胶后，在流动的氮气条件下，在温度1400～1600℃条件下保温0.5～5h，再快速升温至1500～1750℃保温0.5～5h。升温速率为6～15℃/min，优选10℃/min；氮气流速：1～3L/min。
所述的原料及添加料、Si3N4球和乙醇的质量比为0.5～1∶1～2∶0.5～1.5，球磨时间为10～24h；所述的干压成型的压力为40～60MPa，优选为50MPa。球磨时优选采用行星磨。排胶采用的温度为200～500℃，保温1～5h，乙醇的浓度采用常规湿法研磨使用的浓度即可。
本发明低密度、高强度复相陶瓷材料显气孔率＞1％，优选5～25％，80％＜相对密度＜95％，抗弯强度250MPa～450MPa，体积密度为2.6～3.3g/cm3。
所述的氮气优选纯度＞99.99％，微米级SiC及亚微米级SiC优选纯度＞98％，Si粉优选D50＝0.47μm，纯度＞99％，Al2O3优选D50＝0.32μm；苏州土(又名苏州白土)优选优质苏州土，主要矿物是管状多水高岭石和片状高岭石，其中，氧化铝含量为37％～39％，二氧化硅46％～48％，耐火度1730℃，可塑性较低，D50＝1.5μm。所述的添加料纯度＞99％。
与现有技术比较本发明的有益效果：
1)本发明材料属于高致密度SiC/sialon复相陶瓷，原位反应合成β-sialon相时，原料组成和烧结温度对反应过程有重要影响，用反应活性高的苏州土使样品在较低温度合成出无杂相的β-sialon相。
2)添加料可更好地促进样品致密化，促进β-sialon烧结，同时又具有增韧补强作用，提高复合材料的力学性能，特别是复合添加料的促产品致密化效果高于单一添加添加料的效果。
3)本发明陶瓷材料的体积密度只有Al2O3的74％，弯曲比强度比Al2O3提高了40％以上，具有低体积密度、高强度的特点，适用于制造高温、耐磨套管、装甲等。
4)采用一定颗粒级配的SiC，即微米级SiC与亚微米级SiC复合使用提高了陶瓷材料的密度和强度。
以下通过实验进一步解释说明本发明原料组成对合成sialon相的影响以及烧结助剂对材料性能的影响：实验以微米级SiC1[D50＝7.0μm，纯度＞98％(质量分数，下同)]、亚微米级SiC2(纯度＞98％)、Si粉(D50＝0.47μm，纯度＞99％)、工业级Al2O3(D50＝0.32μm)、SiO2(分析纯)以及优质苏州土(D50＝1.5μm)为主要原料，以Y2O3(D50＝1.6μm，纯度＞99％)和ZrO2(D50＝0.95μm，纯度＞99％)为添加剂，按表1配比配料。以乙醇为球磨介质，在行星磨中用Si3N4球球磨24h(原料及添加料、Si3N4球和乙醇的质量比为1∶1.5∶1)，球磨后的浆料经烘干、造粒、过筛、干压成型(压力约为50MPa)、排胶后于高温真空气氛烧结炉中在流动的高纯氮气(纯度＞99.99％)下先原位反应合成β-sialon相，再烧结制得低密度、高强度复相陶瓷材料即SiC/β-sialon复相陶瓷。
表1样品组成
本发明陶瓷材料中，β-sialon作为结合相对材料性能影响较大，首先利用不含添加剂的基料(样品N和样品M)进行比较，确定合成β-sialon相的最佳原料组成和合成温度。在样品M中添加Y2O3及Y2O3和ZrO2后分别得到样品M1和样品M2，各样品的组成见表1。按上述工艺成型，采用分阶段保温烧成，在温度1500℃保温2h后，再快速升温至预定烧结温度保温1h。
样品经磨平、抛光，用Archimedes排水法测量体积密度。借助RGWT-4002型万能试验机，用三点弯曲法和单边切口梁法分别测量样品的抗弯强度和断裂韧性，采用阿基米德法测定显气孔率、相对密度及实际密度。用ARLX’TRA型X射线衍射仪确定材料的物相组成(管电压为40kV，工作电流为35mA，Cu靶，Kα辐射)。分别用JSM-5610LV型扫描电子显微镜和VANTAGE IV型能量色散谱分析材料的断口形貌和元素组成。
以下通过图1-9对上述实验结果进行说明：
图1和图2分别为样品N和样品M在不同温度氮化反应后的X射线衍射(XRD)谱。
由图1可以看出：样品N中出现β-sialon相的最低温度为1500℃，1600℃时仍存在未完全固溶的刚玉相；样品M在1400℃反应合成出β-sialon相，在1500℃时已全部转化为β-sialon相，样品中只存在SiC相和β-sialon相。
在1400℃合成的样品N中存在较多刚玉相和SiO2相，还有少量的Si2N2O相和O-sialon相(Si2-xAlx·O1+xN2-x，0＜x≤0.3)。Si2N2O相的形成：部分Si粉氮化生成Si3N4，Si3N4继续与样品中的SiO2反应生成Si2N2O；同时，另一部分Si粉直接和SiO2、N2反应生成Si2N2O。O-sialon相则是Al2O3固溶进Si2N2O的产物。当反应温度为1500℃时，样品N中出现少量β-sialon相，Si2N2O相和O-sialon相完全消失，同时，Al2O3的相对强度降低。这表明：随着反应温度提高(1500℃)，Al2O3固溶进入O-sialon相，形成了β-sialon相。当反应温度为1600℃时，样品N中仍然残余少量刚玉相，其相对强度和1500℃时相比并未降低。这表明：当温度高于1500℃时，提高合成温度并没有增加Al2O3的固溶反应程度。
由图2可见，样品M的反应路线与样品N基本相同，但样品M的整个转化过程在较低温度(1500℃)就已完成，并且样品M中未出现残余刚玉相。苏州土的添加加速Al2O3等反应物的溶解和迁移，同时苏州土转化为β-sialon相具有较低的活化能，所以，样品M能在较低温度反应合成β-sialon相。β-sialon易于生长在β-sialon晶粒或晶核上，这些由苏州土氮化生成的大量的微小β-sialon晶粒均匀分布于样品中，起类似晶核的作用，促进其他反应物向β-sialon相转变。表2为不同样品的β-sialon相中Al原子置换Si原子的数目。
表2不同温度氮化反应2h后样品中β-sialon(Si6-ZAlZOZN8-Z)相的Z值
Z-value-The number of Si atom replaced by Al atom.
由表2可见，样品M中Al2O3的固溶程度比样品N高。样品M在1500℃时β-sialon相的Z值为2.0，且当反应温度增加后Z值并未增大，这表明样品M中Al2O3在1500℃时已充分固溶。
综上所述：用少量苏州土可有效促进β-sialon相的合成，降低合成温度、提高转化速率、降低材料制备成本。
图3和图4分别为样品M、样品M1和样品M2烧成后的体积密度和相对密度。由图3可见：实验中所有样品都未出现sialon陶瓷烧结过程中常有的反致密化现象[7]。这主要是由于样品在较低温度时完成了β-sialon相的合成与致密化过程，避免了高温条件下中间相SiO的蒸发及Si3N4的分解。但样品M的体积密度未随烧结温度上升明显提高，在1750℃时最高仅为2.15g/cm3，这是因为样品M在烧结过程中产生的液相较少。
由图3可知：添加5％Y2O3的样品M1体积密度比样品M明显提高，并且随烧结温度上升不断增加，在1750℃时为2.82g/cm3，Y2O3较好地促进了SiC/sialon复相陶瓷的烧结。烧结初期，样品中SiO2、Al2O3和Y2O3产生液相(其低共熔点为1350℃)，促进颗粒重排，降低了样品气孔率，所以在1500℃时样品M1的致密化程度有所提高。随烧结进行，反应相逐步转化为β-sialon相，样品中SiO2-Y2O3-Al2O3体系液相越来越少。在后续的烧结阶段(烧结温度高于1600℃)，样品体积密度明显增加，致密化增加，并且随着温度的提高，液相不断增多，促进颗粒重排的驱动力增加，样品致密化程度逐步提高。当烧结完成后，这些液相一部分被β-sialon相吸收，另一部分则冷凝成晶界玻璃相。
由图3和图4可知：复合添加ZrO2和Y2O3后得到的样品M2的致密化程度明显比样品M1高，当烧结温度高于1600℃，复合添加剂促进样品致密化的作用更为显著，在1750℃时样品M2的体积密度达到3.15g/cm3，相对密度为93.4％。
图5为样品M2烧结后的XRD谱。由图5可知：经1650、1750℃烧结后样品中物相组成基本相同，主要为SiC、β-sialon(Z＝2)和ZrO2，其中ZrO2是立方相结构。
图6为各样品在不同温度烧结1h后的抗弯强度。由图6可见：样品M抗弯强度较低，在1750℃最高也只有149MPa，这是由于样品M致密化程度低，相对密度均在65％以下；样品M2的抗弯强度比M1有较大提高，两者的抗弯强度均随烧结温度提高先增大后减小，在1650℃分别为295MPa和375MPa，此时两者体积密度分别为2.6g/cm3和2.90g/cm3。
图7为样品M2的断裂韧性结果。由图7可见：当烧结温度高于1650℃，样品M2的断裂韧性随烧结温度的提高而下降，在1650℃时最大，为3.24MPa·m1/2。
经1650℃烧结后样品M2与目前常用的Al2O3装甲陶瓷在力学性能方面(Al2O3装甲陶瓷的基本参数[8]：体积密度3.90g/cm3；抗弯强度350MPa；断裂韧性3.40MPa·m1/2)相近，但样品M2的体积密度只有Al2O3的74％。
图8为样品M2在不同烧结温度条件下的弯曲比强度。由图8可见：样品M2在1650℃时的弯曲比强度最大，为1.29×105(N·m)/kg。Al2O3陶瓷的弯曲比强度为8.97×104(N·m)/kg，样品M2比Al2O3陶瓷提高了40％以上。
样品M2在拥有和Al2O3装甲陶瓷相同防护效果时，可有效减轻武器装备的质量和战斗人员的负荷，尤其在追求轻质量的人体装甲方面，作用更加显著。
图9为样品M2烧结1h后断口形貌的扫描电子显微镜(SEM)照片。从图9a可以看出：样品中不同粒径的晶粒相互填充，玻璃相作为结合相填充在晶粒之间，形成一个整体。当材料受力时，SiC颗粒可以起到阻碍裂纹扩展的作用，提高材料力学性能。从图9a还可以看出，样品M2的断裂形式为明显的穿晶断裂，这表明晶界强度高于SiC晶粒强度。样品M2内部均匀分布着大量直径约为2～3μm的圆形气孔，这些气孔降低了材料的密度，其形成的主要原因是由于高温烧结过程中产生的液相引起颗粒重排、体积收缩，使坯体中气孔移动、缩小，形成最终的近圆形气孔。
实验对晶界玻璃相进行能量色散谱分析，其主要元素组成为Si、Al、O、N和Y，从图9b可以看出：样品中存在少量的直径较小的长柱状β-sialon晶粒，这些长柱状晶粒在玻璃相中成核、生长，一定程度上提高了材料力学性能。由于上述结构特点，样品M2经1650℃烧结后虽然内部存在较多气孔，密度较低，但仍然表现出较好的力学性能。
附图说明
图1为不同温度氮化反应2h后样品N的XRD谱。
图2为不同温度氮化反应2h后样品M的XRD谱。
图3为不同烧结温度保温1h各样品的体积密度。
图4为不同烧结温度保温1h各样品的相对密度。
图5为不同烧结温度保温1h样品M2的XRD谱。
图6为不同烧结温度保温1h条件下各样品的抗弯强度。
图7为不同烧结温度保温1h的样品M2的断裂韧性。
图8为不同烧结温度保温1h条件下样品M2的弯曲比强度。
图9为样品M2在1650℃保温1h后的断口形貌SEM照片。
具体实施方式
以下通过具体实施例进一步说明本发明。但实施例的具体细节仅用于解释本发明，不应理解为对本发明总的技术方案的限定。
实施例1～7样品组成
其中，微米级SiC1(1μm≤D50≤100μm，纯度＞98％)、亚微米级SiC2(0.1μm≤D50＜1μm，纯度＞98％)、Si粉(0.1μm≤D50＜1μm，纯度＞99％)、工业级Al2O3(0.1μm≤D50＜1μm)、SiO2(分析纯)，优质苏州土(1μm≤D50≤100μm)，添加料Y2O3、ZrO2、La2O3、MgO(0.5μm≤D50≤10μm，纯度＞99％)。
实施例1～7制备方法：以乙醇为球磨介质，在行星磨中用Si3N4球球磨24h(原料及添加料、Si3N4球和乙醇的质量比为1∶1.5∶1)，球磨后的浆料经烘干、造粒、过筛、干压成型(压力为45～55MPa)、排胶后，于高温真空气氛烧结炉中在流动的高纯氮气(纯度＞99.99％)下烧结制得低密度、高强度复相陶瓷材料即SiC/β-sialon复相陶瓷。
实施例1～2
具体烧结方式为在流动的高纯氮气(纯度＞99.99％)(氮气流速：1～3L/min)下，在温度1500℃条件下保温2h，再以10℃/min的速率快速升温至1650℃保温1h。该方法中排胶采用的温度为300℃，保温3h。
实施例1～2陶瓷材料显气孔率为5～25％，75％＜相对密度＜95％，抗弯强度350MPa～400MPa，体积密度为2.6～2.9g/cm3。
实施例3～4
具体烧结方式为在流动的高纯氮气(纯度＞99.99％)(氮气流速：1～3L/min)下，在温度1400℃条件下保温3h，再以15℃/min的速率快速升温至1600℃保温3h。该方法中排胶采用的温度为400℃，保温2h。
实施例3～4陶瓷材料显气孔率为5～20％，75％＜相对密度＜95％，抗弯强度250MPa～400MPa，体积密度为2.4～2.9g/cm3。
实施例5～7
具体烧结方式为在流动的高纯氮气(纯度＞99.99％)(氮气流速：1～3L/min)下，在温度1600℃条件下保温1h，再以10℃/min的速率快速升温至1750℃保温2h。该方法中排胶采用的温度为400℃，保温1h。
实施例5～7陶瓷材料显气孔率为5～20％，75％＜相对密度＜95％，抗弯强度250MPa～300MPa，体积密度为2.5～3.2g/cm3。
本发明对常规生产工艺和过程不做详细描述，详细的具体方法和过程可结合上述生产方法和常规方法进行实施，所属技术领域的技术人员完全能够重复实现。
Claims (6)
1.一种低密度、高强度复相陶瓷材料，其特征在于该陶瓷材料以SiC、Si粉、Al2O3、苏州土以及SiO2为原料，与添加料在氮气条件下烧结制成，烧结温度为1650℃；所述的SiC、Si粉、Al2O3、SiO2、苏州土与添加料的重量比为40～70：3～10：15～25：3～15：5～15：3～20；所述的SiC由粒径分布为1μm≤D 50≤100μm的微米级SiC与粒径分布为0.1μm≤D 50＜1μm的亚微米级SiC组成，二者重量比为30～50：15～25，所述的添加料为Y2O3。
2.根据权利要求1所述的低密度、高强度复相陶瓷材料，其特征在于所述的原料及添加料的粒径分布为0.1μm≤D 50≤100μm。
3.一种权利要求1所述的低密度、高强度复相陶瓷材料的制备方法，其特征在于该方法包括以下步骤：以SiC、Al2O3、Si粉、苏州土及SiO2为原料，与添加料在氮气条件下烧结制成，烧结温度为1650℃。
4.根据权利要求3所述的低密度、高强度复相陶瓷材料的制备方法，其特征在于该方法包括以下步骤：
以SiC、Al2O3、Si粉、苏州土以及SiO2为原料，以乙醇为球磨介质，与添加料在用Si3N4球球磨，球磨后的浆料经烘干、造粒、过筛、干压成型、排胶后，在流动的氮气条件下，在温度1400～1600℃条件下保温0.5～5h，再快速升温至1650℃，保温0.5～5h。
5.根据权利要求4所述的低密度、高强度复相陶瓷材料的制备方法，其特征在于所述的原料及添加料、Si3N4球和乙醇的质量比为0.5～1:1～2:0.5～1.5，球磨时间为10～24h；所述的干压成型的压力为40～60Mpa。
6.根据权利要求1所述的低密度、高强度复相陶瓷材料，其特征在于该材料显气孔率＞1%，75%＜相对密度＜95%，抗弯强度250MPa～450MPa。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201210050561.3A CN102531608B (zh) | 2012-02-29 | 2012-02-29 | 一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201210050561.3A CN102531608B (zh) | 2012-02-29 | 2012-02-29 | 一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN102531608A CN102531608A (zh) | 2012-07-04 |
| CN102531608B true CN102531608B (zh) | 2014-07-23 |
Family
ID=46339802
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201210050561.3A Expired - Fee Related CN102531608B (zh) | 2012-02-29 | 2012-02-29 | 一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN102531608B (zh) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104446526B (zh) * | 2014-10-10 | 2016-04-06 | 长兴正发热电耐火材料有限公司 | 一种金属微粉耐火可塑料及其制备方法 |
| CN105669205B (zh) * | 2014-11-17 | 2018-04-13 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 以颗粒级配粉体为原料制备致密固相烧结碳化硅的方法 |
| CN106631028B (zh) * | 2016-09-14 | 2019-03-22 | 新乡市炬能耐材有限公司 | 一种金属复合镁碳化硅防弹陶瓷的制备工艺 |
| CN109503171A (zh) * | 2018-12-18 | 2019-03-22 | 宜兴高等职业技术学校 | 一种氮化硅结合碳化硅砖及其制备方法 |
| CN110511033A (zh) * | 2019-09-30 | 2019-11-29 | 山东金鸿新材料股份有限公司 | 一种解决常压烧结碳化硅大板变形问题的工艺方法 |
| CN112573915A (zh) * | 2020-07-27 | 2021-03-30 | 牧雅阀门有限公司 | 高性能特种陶瓷材料及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2457688A (en) * | 2008-02-21 | 2009-08-26 | Anthony Norris Pick | A process for the manufacture of sialon-bonded silicon carbide composite materials |
-
2012
- 2012-02-29 CN CN201210050561.3A patent/CN102531608B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2457688A (en) * | 2008-02-21 | 2009-08-26 | Anthony Norris Pick | A process for the manufacture of sialon-bonded silicon carbide composite materials |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102531608A (zh) | 2012-07-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN102531608B (zh) | 一种低密度、高强度复相陶瓷材料及其制备方法 | |
| CN101456737B (zh) | 一种碳化硼基复合陶瓷及其制备方法 | |
| CN107698271B (zh) | 耐高温高强韧性氮化硅基透波复合材料及制备方法 | |
| CN103145422B (zh) | 一种碳化硼-硼化钛-碳化硅高硬陶瓷复合材料及其制备方法 | |
| Li et al. | Low-temperature sintering of coarse alumina powder compact with sufficient mechanical strength | |
| CN106167413B (zh) | 一种原位合成莫来石晶须增韧90氧化铝陶瓷及制备方法 | |
| CN109180161B (zh) | 一种高纯钛硅化碳/氧化铝复合材料及其制备方法 | |
| CN114315359B (zh) | 一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用 | |
| CN102249722B (zh) | 原位生成莫来石晶须增強高温陶瓷辊棒 | |
| CN102531670A (zh) | 高抗压强度低密度的陶瓷金属复合材料的制备方法 | |
| CN102746013A (zh) | 一种轻质高强氮化硅结合碳化硅耐火材料及其制备方法 | |
| CN103130508A (zh) | 一种制备织构化硼化物基超高温陶瓷的方法 | |
| CN113121237A (zh) | 一种碳化硼基复合陶瓷及其制备工艺 | |
| Xie et al. | High porosity Ca-α-SiAlON ceramics with rod-like grains fabricated by freeze casting and pressureless sintering | |
| US20070105706A1 (en) | Ceramic Armor | |
| CN110627507B (zh) | 一种低温碳化硅陶瓷及其制备方法和应用 | |
| CN101768686B (zh) | 一种Al2O3/TiAl金属间化合物复合材料及其制备方法 | |
| CN101701305B (zh) | 一种TiAl金属间化合物复合材料及其制备方法 | |
| Wang et al. | Controlling the structure and mechanical properties of porous B4C ceramics with unidirectionally aligned channels using sintering additives | |
| CN104591738A (zh) | 一种高韧性碳化硼陶瓷及其制备方法 | |
| CN110669975A (zh) | 一种高强度陶瓷材料 | |
| Li et al. | Effect of magnesium titanate content on microstructures, mechanical performances and dielectric properties of Si3N4-based composite ceramics | |
| Yan et al. | Near‐net‐size preparation of porous mullite matrix ceramics with in situ formed 3D mullite whisker network | |
| CN104446496B (zh) | 一种AlON粉体的制备方法及由其制备的透明陶瓷 | |
| Li et al. | The microstructure and thermal conductivity of porous β-SiAlON ceramics fabricated by pressureless sintering with Y-α-SiAlON as the sintering additive |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20140723 Termination date: 20170229 |