碳化硼材料研究进展
碳化硼提锂-概述说明以及解释
碳化硼提锂-概述说明以及解释1.引言1.1 概述碳化硼是一种具有高熔点、硬度和耐腐蚀性的无机化合物，广泛应用于陶瓷、涂层、耐火材料等领域。
近年来，碳化硼在提取锂方面也表现出良好的性能和潜力，因此受到了研究者的广泛关注。
本文将围绕碳化硼提取锂这一话题展开探讨，首先从碳化硼的性质入手，介绍其在锂提取中的应用，分析碳化硼提锂的优势。
通过对该主题的深入研究和讨论，旨在为相关领域的研究和应用提供一定的参考和指导。
文章结构: 本文将首先介绍碳化硼的性质，包括其物理性质和化学性质。
接着将详细探讨碳化硼在锂提取中的应用，分析碳化硼在提锂过程中的作用机制以及实际应用效果。
最后，将总结碳化硼提取锂的优势，并对未来碳化硼在提锂领域的发展进行展望。
}}}请编写文章1.2 文章结构部分的内容1.3 目的本文旨在探讨碳化硼在锂提取过程中的应用，分析碳化硼提锂的优势，并总结展望未来在此领域的发展方向。
通过对碳化硼提锂技术的深入研究和分析，为相关领域的研究提供参考和借鉴，促进该技术在工业生产中的应用，并为提高锂的提取效率和资源利用率提供新思路和方法。
同时，借此机会加深对碳化硼这一材料性质和应用领域的认识，推动碳化硼在能源领域的广泛应用。
2.正文2.1 碳化硼的性质碳化硼，化学式为B4C，是一种极硬的陶瓷材料，具有许多优异的性质。
首先是其硬度，碳化硼的硬度仅次于金刚石和立方氮化硼，属于超硬材料之一，因此在耐磨领域有着广泛的应用。
此外，碳化硼还具有高熔点、高热导率、高抗氧化性等特点，使其在高温高压、耐腐蚀等严苛环境下表现出色。
除了以上性质外，碳化硼还具有一定的化学稳定性，不易与大多数金属及非金属发生化学反应。
其具有良好的耐酸碱性，可在酸碱腐蚀性环境中稳定性地存在。
此外，碳化硼还具有较高的密度和硬度，使其在一些特殊领域中有着独特的应用。
总的来说，碳化硼的性质使其成为一种多功能材料，广泛用于陶瓷制品、切削工具、护甲材料等领域。
在锂提取过程中，碳化硼的特殊性质也为其提供了独特的优势，后文将详细介绍其在锂提取中的应用。
燃料电池气体扩散层中碳纸材料研究进展
摘要：质子交换膜燃料电池（P E M F C）是一种高效的无污染装置因而受到广泛关注。
然而，PE M F C仍存在成本高、稳定性差等问题，制约了PEMFC的大规模商业应用。
气体扩散层是PEMFC中的重要组成部分。
针对PEMFC低成本、高性能先进材料的需求，本文综述了气体扩散层基材碳纸、微孔层的改性制备、气液传输和水管理、孔结构的模拟与设计等方面的研究进展，并指出了碳纸基气体扩散层未来的发展方向。
关键词：PEMFC；碳纸改性；气体扩散层；微孔层；水管理Abstract: PEMFC (proton exchange membrane fuel cell) has attracted wide attention as an efficient and pollution-free device. However, there still exist some problems such as high cost and poor stability, which restrict its large-scale commercial application. Gas diffusion layer is an important part of the cell. In order to meet the demand of low cost and high performance advanced materials for PEMFC, the research progress of carbon paper base material, preparation of microporous layer, gas-liquid transfer and water management, simulation and design of pore structure are reviewed, and the future development direction of carbon paper base gas diffusion layer is pointed out.Key words: PEMFC; carbon paper modification; gas diffusion layer; microporous layer; water management燃料电池气体扩散层中碳纸材料研究进展⊙ 陈逸菲 赵思涵 赵浩轩 郭大亮*（浙江科技学院环境与资源学院，杭州 310023）Research Progress of Carbon Paper Materials in Gas Diffusion Layers of Fuel Cells⊙ Chen Yifei, Zhao Sihan, Zhao Haoxuan, Guo Daliang *(College of Environment and Resources, Zhejiang University of Science and Technology, Hangzhou, Zhejiang 310023, China)中图分类号：TS761.2文献标志码：A 文章编号：1007-9211(2023)24-0001-09陈逸菲 女士在读硕士研究生；从事纸基功能材料方面的研究工作。
碳化硼陶瓷的军工应用及前沿制备技术
摘要：碳化硼是一种战略材料,因具有高熔点、高硬度、低密度、良好的热稳定性、较强的抗化学侵蚀能力和中子吸收能力等一系列优良性能,已被广泛应用于能源、军事、核能以及防弹领域。
本文主要介绍碳化硼及其铝基陶瓷材料在“军民两用”等领域应用现状和相关制备工艺与性能，并对碳化硼陶瓷材料发展前景进行展望。
关键词：碳化硼；陶瓷；制备技术；工艺方法前言碳化硼是一种新型非氧化物陶瓷材料, 碳化硼陶瓷具有高熔点(2450℃)、高硬度(29.1GPa)、大中子捕获面(600bams)、低密度(2.52g/cm³)、较好的化学惰性、优良的热学和电学性能等。
碳化硼又称黑钻石,是仅次于金刚石和立方氮化硼的第三硬材料。
碳化硼除了大量被用作磨料之外，还可以用于制备各种耐磨零件、热电偶元件、高温半导体、宇宙飞船上的热电转化装置、防弹装甲、反应堆控制棒与屏蔽材料等。
碳化硼陶瓷在军工上多用于防弹装甲中，其防护系数最高一般为13-14，并且其硬度最高，密度最低，是最理想的装甲陶瓷，虽然其价格昂贵，但在保证性能优越的条件下，以减重为首要前提的装甲系统中碳化硼仍优先选择。
1碳化硼陶瓷在防弹领域的应用防弹材料的科技水平也是国家的军事实力的重要体现。
碳化硼防弹材料已广泛应用在防弹衣、防弹装甲、武装直升机以及警、民用特种车辆等防护领域。
相比于其它防弹材料如金属板防弹材料、高性能纤维复合防弹材料、组合防弹材料等，碳化硼陶瓷因高熔点、高硬度和低密度已成为防弹材料应用领域的理想替代品。
1.1防弹装甲我国防弹陶瓷最早应用于防弹装甲领域。
目前,国内外已工程化应用的装甲陶瓷材料主要有氧化铝、碳化硼、碳化硅、氮化铝、硼化钛、氮化硅等。
用于装甲防护的单相陶瓷主要有三种,分别是：氧化铝、碳化硼和碳化硅。
装甲陶瓷材料主要应用于防弹装甲车辆,通常以复合装甲的形式出现。
装甲陶瓷材料普遍应用在附加顶、舱盖、排气板、炮塔座圈、防弹玻璃、枢轴架等装甲构件中以及坦克车辆的下车体，还用于制造躯干板、侧板、车辆门和驾驶员座椅。
碳化硼材料的制备技术
碳化硼材料的制备技术碳化硼的硬度仅次于金刚石和立方氮化硼，尤其是近于恒定的高温硬度（＞30GPa）是其它任何材料都无可比拟的，故成为超硬材料家族中的重要成员。
碳化硼为菱面体，目前被广泛接受的碳化硼模型是：B<sub>11</sub>C组成的二十面体和C-B-C链构成的菱面体结构<sup>[1～2]</sup>。
正是由于这种特殊的结合方式，碳化硼具有许多优良性能（见表1），被广泛应用于耐火材料、工程陶瓷、核工业、航天航空等领域。
本文综述了碳化硼粉末及碳化硼陶瓷的制备技术在国内外的研究现状及进展情况，并展望了其发展。
2碳化硼粉末的合成2.1 碳管炉、电弧炉碳热还原法这是合成B<sub>4</sub>C粉末的最古老的方法，早在化学计量的B<sub>4</sub>C被确定（1934年）后不久，电炉生产工业用B<sub>4</sub>C的研究就获得了成功，B<sub>4</sub>C作为磨料开始在工业上得到应用。
将硼单质或含硼的化合物与碳粉或含碳的化合物均匀混合后放在高温设备，例如电管炉或电弧炉中，通以保护气体Ar或N<sub>2</sub>气在一定温度下合成B<sub>4</sub>C粉末，其基本的化学方程式为：2B<sub>2</sub>O<sub>3</sub>（4H<sub>3</sub>BO<sub>3</sub>）+7C=B<sub>4</sub>C+6CO（g）(+3H<sub>2</sub>O（g）) 由于硼酸和硼酐分别在低温和高温下有较大的挥发性，所以通常加入过量的硼酸和硼酐，才能获得高纯和稳定的B<sub>4</sub>C粉。
碳化硼涂层材料研究进展
性 。表 1列出了碳化硼的主要性能参数 。
表 1 碳化硼的主要性能参数
Table 1 M a in properties param eters of the boron carb ide
性能
参数
熔点
密度
维氏硬度 努普硬度 弹性模量 泊松比 剪切模量
2723K[ 17, 18 ] B4 C理论密度为 2152g·cm23。随着碳含量的降低而
碳化硼为菱面体 ,晶格属于 D53d - R3m 空间点阵 , 晶格常数 a = 5119! (1! = 011nm ) , c = 12112! ,α = 66°
《金属热处理 》2005年第 30卷第 10期
7
18′。菱面体单位晶胞中含有 15个原子 , 12个原子 (B11 C)构成了二十面体 ,剩下 3个原子构成 C - B - C链。
损零件 (高精度量具 、规具 、拉丝模、喷沙嘴、研钵、气体 化硼材料的发展提供了新的契机 。随着涂层技术的发
轴承等 ) [2, 3] ;利用其低密度和高弹性模量 ,碳化硼可做 展 ,碳化硼涂层材料日益受到人们的重视 。
轻质装甲材料 [4 ] ;利用其密度小和高温强度高的特点 , 正在研究碳化硼金属陶瓷用于喷气机叶片 [5 ] ;利用其热 电性 ,可制成高温热电偶以及热电能量转换装置 [ 6, 7 ] ;利 用其中 B10吸收中子的能力和碳化硼的耐高温、抗辐照
(11 National Key Laboratory for Nuclear Fuel and M aterials, Nuclear Power Institute of China,
Chengdu Sichuan 610041, China; 21 Beijing Research Institute of M echanical & Electrical Technology,
碳化硼基复合材料制备研究进展
Ｒｅ ｓ ｅ ａ ｒ ｃ ｈ Ｐｒ ｏ ｇ ｒ ｅ ｓ ｓ ｏ ｎ Ｂｏ ｒ ｏ ｎ Ｃａ ｒ ｂ ｉ ｄ ｅ Ｂａ ｓ ｅ ｄ Ｃｏ ｍｐ ｏ ｓ ｉ ｔ ｅ Ｃｅ ｒ ａ ｍｉ ｃ ｓ Ｐ ｒ ｅ ｐ ａ ｒ ｉ ｎ ｇ
ｐ ｏ ｏ ｒ ｓ ｔ ａ ｂ ｉ ｌ ｉ ｔ ｙ ｏ ｆ ｔ ｈ ｅ ｍｅ ｔ ａ ｌ ， ｂ ｏ ｒ ｏ ｎ ｃ ａ ｂ ｉ ｄ ｅ ｉ ｓ ｌ ｉ ｍｉ ｔ ｅ ｄ ｆ ｏ ｒ ｉ ｔ ｓ ｆ ｕ ｒ ｔ ｈ ｅ ｒ ａ ｐ ｐ ｌ ｉ ｃ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ． Ｔｈ ｅ ｏ ｘ ｉ ｄ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ｂ ｅ ｈ ａ ｖ ｉ ｏ ｒ ｉ ｎ ｔ ｈ ｅ ｓ ｉ ｎ ｔ ｅ ｒ ｉ ｎ ｇ ｐ ｒ ｏ ｃ ｅ ｓ ｓ ，ｐ ｏ ｗｄ ｅ ｒ ｍｏ ｌ ｄ ｉ ｎ ｇ ｔ ｅ ｃ ｈ ｎ ｏ ｌ ｏ ｇ ｙ， ａ ｎ ｄ ｈ ｏ ｗ ｔ Ｏ ｔ ｏ ｕ ｇ ｈ ｂ ｏ ｒ ｏ ｎ ｃ ａ ｒ ｂ ｉ ｄ ｅ ｃ ｅ ｒ ａ ｍｉ ｃ ｓ ａ ｒ ｅ ｓ ｕ ｍｍａ ｒ ｉ ｅ ｄ ．
最终性能。要获得高性能产 品， 压制优质素坯是先决条件。
而 要制 备性 能优异 的素坯 ， 合理 选择 成 型方 法 至关 重 要 。碳 化 硼粉末 的成 型方 法有 干压成 型 、 凝 胶 注模 成 型 以及 冷等 静
向加压， 同时加压速度、 保压时间及卸压 速度等对坯体性能
也 有较 大影 响 。
能的主要因素有 ： （ １ ） 粉体的性质 ， 包括粒度 、 粒度分布、 形状 和含水率等； （ ２ ） 添加剂特性及使用效果， 好的添加剂可以提 高粉体的流动性 、 填充密度和分布的均匀程度 ， 从而提高坯
体的成型性能 ； （ ３ ） 压制过程 中的压力 、 加压方式 和加 压速
轻质碳化硼复合材料的制备工艺及性能研究
轻质碳化硼复合材料的制备工艺及性能研究作者：李少峰来源：《佛山陶瓷》2015年第11期摘要：本研究以B4C、SiC、TiC、C等为原料，经过喷雾干燥工艺造粒，采用无压烧结制备了轻质碳化硼复合材料。
探讨了浆料中不同料水比对碳化硼造粒料的影响，测试了碳化硼烧结体的相关性能，并借助SEM对烧结体进行断口形貌观察。
实验结果表明：当料水比为1 ： 1.5时，料浆经过喷雾干燥工艺制粒，可制得颗粒表面形貌近似为圆形的碳化硼混合造粒料，所压素坯经过无压烧结，制得了结构致密，组织均匀，力学性能优良的轻质碳化硼复合材料。
其体积密度为2.53 g/cm3、相对密度为97.76 %、维氏硬度为25.5 GPa、抗弯强度为437 MPa、断裂韧性为5.24 MPa·m-1/2。
关键词：轻质碳化硼；复合材料；喷雾造粒；无压烧结1 引言碳化硼是一种新型工业特种陶瓷材料，由于具有高硬度（仅次于金刚石和立方氮化硼）、比重小（2.52 g/cm3）、弹性模量高、耐高温、化学稳定性好以及良好的中子吸收能力等特点，因此在密封行业、轻质防弹装甲、硬质磨削材料、耐磨轴承、高级耐火材料、航空航天、核反应堆的屏蔽材料等诸多领域得到了广泛的应用[1，2]。
喷雾干燥是一种将液态物料（包括泥浆）雾化后在热的干燥介质中于很短时间内转变成干粉料的工艺[3]。
采用喷雾干燥技术可制备出质量均一、重复性良好的球形粉料。
缩短粉料的制备过程，也有利于自动化、连续化生产，是目前大规模制备优良陶瓷干粉的最有效方法。
由于碳化硼具有很高比例的B-C共价键，自扩散系数小，烧结阻力大，在没有添加烧结助剂的情况下，很难得到较高致密度的碳化硼烧结体[4]。
因此，碳化硼想要获得较高致密度的烧结体，需要添加一定的烧结助剂，最常添加的是C，好处是不引入其他杂质[5]。
纯碳化硼陶瓷除了难以烧结致密外，还有一个致命缺陷——断裂韧性低，因而要对其进行增韧处理。
碳化硼的增韧物有很多种，如：晶须、纳米管、金属单质、金属氧化物、过渡金属碳化物和硼化物以及它们的组合添加物等[6]。
碳化硼陶瓷烧结工艺及其在防弹领域的应用
碳化硼陶瓷烧结工艺及其在防弹领域的应用摘要：碳化硼陶瓷是一种新型功能陶瓷材料，具有硬度高、高温强度大、抗热震性好和抗蚀性强等特点，广泛应用于航空航天、石油化工等领域。
本文介绍了碳化硼陶瓷的性能、制备方法及在防弹领域的应用进行了探讨。
关键词：碳化硼陶瓷；烧结工艺；防弹领域1引言碳化硼是一种新型功能陶瓷材料，具有高硬度、高强度、耐高温、耐腐蚀、抗磨损等优良特性，广泛应用于航空航天、石油化工等领域。
碳化硼陶瓷因其具有超高硬度（HV7000）、高温强度（1000℃）和高强度（1800 MPa），同时又具有良好的韧性和抗热震性，被誉为“陶瓷中的钻石”。
因此，对碳化硼陶瓷烧结工艺及其在防弹领域的应用将具有良好的现实意义。
2碳化硼防弹陶瓷的制备方法2.1 无压烧结无压烧结是一种既简便又经济的制备方法，其所需要的主要设备有冷压压制机和烧结炉。
目前，碳化硼陶瓷无压烧结成型工艺主要有灌浆成型工艺、凝胶注模成型工艺、冷等静压成型工艺等。
通过单向挤压的方法，获得了足够加工强度的坯料。
冷等静压可获得致密、受力均匀的毛坯，其性能显著改善，逐渐成为高性能碳化物制品的普适性成形技术。
纯B4C的无压烧结是一种极难实现的材料，其致密化过程中的孔洞缺陷及致密程度是决定材料性能的重要因素。
结果表明，烧结温度、粉体尺寸对致密程度有较大的影响。
粉体材料对碳化硼陶瓷的烧结性有很大的影响。
粉体越细，加热速度越快，对提高致密度越有利。
随着粉体尺寸的减小、比表面积的增大，烧结驱动力增大：提高粉体的表面积、提高烧结温度，使致密性得到提高，致密度达到56%-71%。
迅速的加热有利于获得高的致密性的良好的显微组织，这是由于挤压能够被加热到这样的温度，在微观组织变粗化之前发生致密化。
结果表明，在2250-2350℃的高温下，使用含氧量≤3 m的超细粉，是实现纯碳化硼无压烧结的关键。
1.2 热压烧结热压烧结是在高强石墨模中填充干燥混合均匀的碳化硼粉末，并在加热的同时，对其进行单向加压，从而达到成形与烧结的目的。
碳化硼的研究进展
碳化硼的研究进展刘珅楠;孙帆;谭章娜;袁青;周凯静;马剑华【摘要】碳化硼是高性能陶瓷材料中的一种重要原料，包含诸多的优良性能，除了高硬度、低密度等性能外，它还具备高化学稳定性和中子吸收截面及热电性能等特性，在国防军事设备、功能陶瓷、热电元件等诸多领域具有十分广泛的应用。
本文重点介绍了碳化硼的相关性质、研究进展和应用现状。
详细地介绍了碳化硼的制备方法，如电弧炉碳热还原法、自蔓延高温法、化学气相沉积法、溶胶-凝胶法等方法，并分析了它们的优缺点。
%Boron carbide is a kind of important raw materials of high performanceceramic material, including many excellent performance. In addition to highhardness and low density properties, it also has high chemical stability andneutron absorption cross section and thermoelectric properties, which are widely used in national defense and military equipment, functional ceramics and thermoelectric element fields. The current research progress and application of relevant properties, boron carbide were introduced. The preparation methods of boron carbide, such as carbon arc furnace reduction method, self-propagating high temperature method, chemical vapor deposition, sol-gel method, were mainly introduced, and their advantages and disadvantages were analyzed.【期刊名称】《广州化工》【年(卷),期】2015(000)005【总页数】3页(P21-23)【关键词】碳化硼;特种陶瓷;自蔓延高温法;化学气相沉积法;溶胶-凝胶法;前驱体【作者】刘珅楠;孙帆;谭章娜;袁青;周凯静;马剑华【作者单位】温州大学化学与材料工程学院，浙江温州 325000;温州大学化学与材料工程学院，浙江温州 325000;温州大学化学与材料工程学院，浙江温州325000;温州大学化学与材料工程学院，浙江温州 325000;温州大学化学与材料工程学院，浙江温州 325000;温州大学化学与材料工程学院，浙江温州 325000【正文语种】中文【中图分类】TQ263.1材料是人类社会赖以生存和发展的物质基础。
关于热电材料的检索
题目：关于热电材料的检索班级：080212 学号：08021228 姓名：余建一、研究小组简介：随着能源的日益紧张以及环境污染的日趋严重，热电材料作为一种新型材料能源转换材料倍受人们的关注、重视。
我国在热电材料的研究上相对落后，国内这方面的研究主要集中在几个大学：清华大学、浙江大学、武汉工业大学、厦门大学等，而且主要集中是在理论研究上。
清华大学材料科学与工程系教授李敬锋博士一直从事热电材料及其微型器件技术的研究。
清华大学的刘静对碲化铋热电材料的制备及其微成型技术进行的研究。
浙江大学赵新兵、曹一琦、朱铁军对纳米结构Bi2Te3基热电材料的溶剂热合成方面进行了研究。
浙江大学材料科学与工程系李红星、赵新兵、李伟文对新型热电材料研究进展方面有研究。
武汉理工大学材料学科教授唐新峰博士长期从事高性能热电材料及其应用研究。
唐新峰教授指导的博士研究生谢文杰与美国克莱姆森大学Terry Tritt教授合作，开发了一种新颖的快速制备高性能纳米(Bi,Sb)2Te3化合物的新方法。
中国科学院上海硅酸盐研究所史迅副研究员跟随导师陈立东研究员从事热电材料的研究。
武汉工业大学蔡克峰、南策文、阂新民对碳化硼热电材料研究进展进行了研究。
厦门大学物理系陈金灿、严子浚在热电器件中的汤姆孙热方面有很大研究。
昆明理工大学张鹏翔、张国勇、Habermeier Hanns-ulrich 对新型热电材料及其新应用方面有研究。
中国矿业大学的颜艳明、应鹏展、张晓军、崔鑫对提高热电材料热电性能的方法及热电材料在温差发电和制冷方面进行了研究。
中科院物理研究所的骆军副研究员对热电材料PbTe-AgSbTe2的生长和结构进行了研究。
西北大学王永瑜在半导体致冷材料—碲化物、硒化物及其固熔体的制备与其热电性质方面进行了初步研究。
华东师范大学物理学系理论物理研究所的柯学志博士与美国内华达大学拉斯维加斯分校物理系的陈长风教授，美国通用汽车公司的杨继辉博士和美国Brookhaven国家实验室的实验小组进行合作，利用第一原理的量子力学方法并结合高分辨率的透射电镜仔细地研究了AgSbTe2的生长机制及其原子结构，得到了一些有意义的结果。
反应烧结碳化硼碳化硅复合材料的研究
凝胶注模成型是制备高性能坯体的一种有效方法,获得高固相体积含量(≥50vol%)、低粘度的料浆是成型的关键所在,但炭黑粒子由于粒径很小(30nm左右),表面积很大,所以易团聚而难以分散均匀。且料浆固相含量过高时,成型的坯体碳密度也会过高而导致烧结困难。为了解决炭黑的分散及成型后坯体碳密度过高的问题,通过加入成孔剂制备了一种低密度的二次炭黑粒子,然后再凝胶注模成型。研究表明,通过制备二次粒子,采用合适的分散剂、级配工艺可以得到高固相、低粘度的料浆且成型后的坯体碳密度合适。最终通过反应烧结获得了密度为3.08g/cm<'3>,室温三点抗弯强度为432MPa的PCRBSC材料。
FigI鹏"E侬埘of衄I伽mof&contheb印d啦sb嘶
(a),@、(c)×430
图4-8不同B‘C含量烧结体的金相显微照片
Fi母№4-8枷四吲mctI聆ofB4C,Sic si“时叫body谢m di咖风C∞nt既吐
图年8是c含量和固相含量相同的情况下(c含量lO嘶%,固相含量52v01%),
为保证反应烧结的渗硅过程中硅与碳的充分反应,坯体需要具有适当的致密度,既能保证硅的渗入,又能保证坯体及烧结体具有满足应用要求的力学性能。因此,本实验通过调节不同粒径的碳化硅颗粒级配,制备具有一定致密度的坯体,研究原料颗粒级配对坯体密度及烧结体密度的影响。通过对原料颗粒级配的研究,确定了当细碳化硅粉(粒径为3μm)与粗碳化硅粉(粒径为20μm)质量比为3:1时,凝胶注模成型的坯体结构均匀、能够进行机械加工,具有足够的气孔率以保证反应烧结时液硅能够充分渗入坯体内部,与坯体内的碳反应生成碳化硅;同时,凝胶注模成型得到的坯体具有足够的致密度和强度,能够进行机械加工,得到的反应烧结碳化硅具有较高的致密度和力学性能,能够满足在应用中对碳化硅陶瓷力学性能的要求。
B4C-SiC复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究
㊀第41卷㊀第5期2022年5月中国材料进展MATERIALS CHINAVol.41㊀No.5May 2022收稿日期:2020-12-10㊀㊀修回日期:2021-01-20基金项目:金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心开放基金资助项目(HKDNM2019012)第一作者:陈㊀威,女,1981年生,副教授,硕士生导师,Email:chenweijd@DOI :10.7502/j.issn.1674-3962.202012014B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究陈㊀威1,郝文慧1,高东强1,李秀青2(1.陕西科技大学机电工程学院,陕西西安710021)(2.河南科技大学金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心,河南洛阳471000)摘㊀要:为提升B 4C 基陶瓷的力学性能,利用热压烧结工艺在不同压力(30,35,40MPa)下制备了B 4C-20%SiC(质量分数)复合陶瓷试样,并对其物理力学性能进行了研究㊂利用阿基米德排水法㊁压痕法㊁三点弯曲法㊁单边切口梁法测定复合陶瓷的密度㊁气孔率㊁维氏硬度㊁弯曲强度以及断裂韧性,同时利用扫描电子显微镜和X 射线衍射仪分析并表征复合陶瓷的微观组织㊁物相组成㊁断口形貌等㊂研究结果表明,B 4C-SiC 复合陶瓷主要由B 4C 和SiC 两相组成,其微观组织随着烧结压力的增大而变得更加致密;当烧结压力由30增至40MPa 时,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3,气孔率由1.47%降至1.02%,维氏硬度由17.0升至32.6GPa,弯曲强度由312.7提升至447.6MPa,断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂当烧结压力达到40MPa 时,复合陶瓷断裂过程中,发生裂纹偏转,这种现象与致密的微观组织以及B 4C 和SiC 热膨胀系数不匹配有关㊂关键词:B 4C;SiC;烧结压力;裂纹偏转;组织致密中图分类号:TQ174.1;TB332㊀㊀文献标识码:A㊀㊀文章编号:1674-3962(2022)05-0407-06引用格式:陈威,郝文慧,高东强,等.B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究[J].中国材料进展,2022,41(5):407-412.CHEN W,HAO W H,GAO D Q,et al .Study on the Preparation of B 4C-SiC Composite Ceramics and Their Physical-Mechanical Proper-ties[J].Materials China,2022,41(5):407-412.Study on the Preparation of B 4C-SiC Composite Ceramicsand Their Physical-Mechanical PropertiesCHEN Wei 1,HAO Wenhui 1,GAO Dongqiang 1,LI Xiuqing 2(1.School of Mechanical and Electrical Engineering,Shaanxi University of Science &Technology,Xi a n 710021,China)(2.National Joint Engineering Research Center for Abrasion Control and Molding of Metal Materials,Henan University of Science and Technology,Luoyang 471000,China)Abstract :To improve the mechanical properties of B 4C based ceramics,B 4C-20wt%SiC composite ceramics were pre-pared by hot-pressing sintering under different pressures (30,35and 40MPa),and the physical-mechanical properties of composite ceramics were studied.The Archimedes method,indentation method,three-point bending method and single edge notched beam (SENB)method were used to test the density,porosity,Vickers hardness,bending strength and fracture toughness of the composites.SEM and XRD methods were used to analyze the microstructure,phase composition and frac-tured morphologies of the B 4C-SiC composite ceramics.The results showed that the B 4C-SiC composite ceramics were mainly composed of B 4C phases and SiC phases,and their microstructure became denser with the increase of sintering pressure.When the sintering pressure increased from 30to 40MPa,the density of B 4C-SiC composite ceramics increased from 2.22to 2.64g㊃cm -3,the porosity decreased from 1.47%to 1.02%,the Vickers hardness increased from 17.0to 32.6GPa,the bending strength increased from 312.7to 447.6MPa,and the fracture toughness increased from 4.79to 7.21MPa㊃m 1/2.When the sintering pressure was 40MPa,the crack deflection phenomenon was significantly observed on thefracture morphology of the composite,and the reason for this phenomenon may be related to the dense microstructureand the thermal expansion coefficient mismatch betweenB 4C and SiC phases.Key words :B 4C;SiC;sintering pressure;crack de-flection;dense microstructure All Rights Reserved.中国材料进展第41卷1㊀前㊀言碳化硼(B 4C)是一种重要的特种陶瓷工程材料,具有高硬度㊁耐高温㊁耐酸碱腐蚀㊁比重轻㊁热中子吸收能力强等特点,是很多工程领域重要的候选材料之一,并被广泛应用于普通工业领域的喷嘴㊁密封环,国防领域的防弹背心以及核工业领域的核反应堆控制棒等[1-5]㊂同时,碳化硼材料也是一种共价键很强的材料,具有较低的扩散系数,晶界移动阻力大,很难烧结致密,并且碳化硼材料的脆性较大,这些特点在一定程度上限制了碳化硼陶瓷的工程应用[6-8]㊂目前,学者们通过添加第二相材料来改善碳化硼陶瓷材料的力学性能,进而获得具有优异力学性能的致密化碳化硼陶瓷[9-13]㊂SiC 陶瓷具备高硬度㊁低密度和高弹性模量等特点,常被作为增强增韧相添加到陶瓷基体中[14-16]㊂尤其是,SiC 陶瓷具有较低的烧结温度,在复合陶瓷烧结过程中可以提高烧结活性,降低烧结温度㊁细化晶粒,从而提高陶瓷材料的物理力学性能[17,18]㊂国内外学者尝试将SiC 添加至B 4C 陶瓷基体中㊂Zhang 等[19]利用热压烧结法制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,在烧结压力为30MPa㊁烧结温度为1700~1950ħ时,陶瓷试样的断裂韧性达到6.1MPa㊃m1/2,维氏硬度达到34.3GPa㊂So 等[20]同样采用热压烧结法制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,在烧结压力为40MPa㊁烧结温度为1900~2000ħ时,复合陶瓷的断裂韧性仅为3.6MPa㊃m 1/2,弯曲强度为645MPa㊂Zhang 等[21]利用冷等静压与无压烧结相结合的方法同样制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,结果显示,在烧结温度为2300ħ㊁无压烧结条件下,复合陶瓷的断裂韧性为3.7MPa㊃m 1/2,维氏硬度可达33GPa㊂由此可见,烧结压力和烧结温度对B 4C-SiC 复合陶瓷的力学性能影响显著,而烧结压力对复合陶瓷力学性能的影响规律尚不清楚㊂因此,在一定的烧结温度下,系统地研究在不同烧结压力下B 4C-SiC复合陶瓷的力学性能,对于优化B 4C-SiC 复合陶瓷的制备工艺及强韧性具有良好的指导意义㊂基于此,本研究利用热压烧结工艺在不同压力条件(30,35,40MPa)下制备了B 4C-20%SiC(质量分数)复合陶瓷㊂利用多种测试手段分析复合陶瓷的微观组织结构㊁物相组成以及物理力学性能,以揭示烧结压力对B 4C-SiC 复合陶瓷力学性能的影响规律㊂2㊀实㊀验2.1㊀复合陶瓷材料的制备以B 4C 粉末(平均粒径0.8μm,纯度99.9%)和SiC粉末(平均粒径0.45μm,纯度98.5%)为原料,以Al 2O 3粉末(平均粒径1.17μm,纯度99.9%)和Y 2O 3粉末(平均粒径0.37μm,纯度99.9%)为烧结助剂(总质量分数10%),采用ZT-40-21Y 高温热压烧结炉制备B 4C-SiC 陶瓷复合材料,其中SiC 的质量分数为20%㊂陶瓷试样中各物质的质量占比详见图1㊂图1㊀陶瓷试样中各物质的质量占比Fig.1㊀Mass proportion of each substance in the ceramic sample将原始粉末按比例称取并置于球磨罐中,倒入酒精(加入量约为粉料质量的2倍),调节流体粘度,同时放入ZrO 2球(加入量同为粉料质量的2倍),在BM40行星式球磨仪内充分混匀,速度为90r㊃min -1,球磨时间为12h㊂随后,将复合粉体置于烘箱中80ħ干燥3h㊂将干燥好的混合粉体用最大孔径为212μm 的筛网过筛,获得的原始粉体的形貌和物相组成如图2所示㊂图2㊀原始粉体的SEM 照片(a)与XRD 图谱(b)Fig.2㊀SEM image (a)and XRD pattern (b)of original powder morphology804All Rights Reserved.㊀第5期陈㊀威等:B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究㊀㊀随后,将复合粉体装入石墨模具(直径45mm),将装好粉料的模具置于高温热压烧结炉中进行烧结㊂烧结工艺如表1所示:氮气气氛保护,温度1900ħ,压力分别为30,35和40MPa,保温保压时间30min㊂烧结试样为盘试样,尺寸为Ф45mm ˑ6mm㊂利用金刚石外圆切割机将复合陶瓷试样切割成试块以进行微观组织观察以及力学性能测试,试块尺寸分别为5mm ˑ5mm ˑ15mm,5mm ˑ5mm ˑ20mm 和2.5mm ˑ5mm ˑ20mm㊂表1㊀热压烧结工艺参数Table 1㊀Parameters of hot-press sintering process No.Sinteringtemperature /ħSintering pressure /MPaHolding time/min1190030302190035303190040302.2㊀微观组织观察与物理力学性能测试方法将复合陶瓷试块(5mm ˑ5mm ˑ15mm)浸入熔融NaOH 中保持2min,随后置于稀硝酸中清洗10min,再利用蒸馏水进行清洗,然后用烘箱干燥,并利用VEGA ⅡXMU 型扫描电子显微镜(SEM)观察其微观组织结构;利用D /max2200PC 型X 射线衍射仪(XRD)分析复合陶瓷的物相组成㊂利用阿基米德排水法测定陶瓷复合材料的密度和开口气孔率,共测试3个试样(5mm ˑ5mm ˑ15mm),求平均值;采用HV-1000A 型维氏硬度计测量陶瓷复合材料的维氏硬度,测量使用顶角为120ʎ的金刚石压头,载荷选定为9.8N,保压时间为10s,共测试5次,求平均值;利用单边切口梁(single edge notched beam,SENB)法测量试块(2.5mm ˑ5mm ˑ20mm)的断裂韧性,共测试3个试样,求平均值,加载速度选定为0.05mm㊃min -1,跨距为16mm,缺口深度为2.5mm,断裂韧性的计算公式为:K IC =Y3PL a2ˑ1000BW2(1)式中,K IC 为断裂韧性,单位为MPa㊃m 1/2;P 为断裂时的最大负载,单位为N;L 为支点跨距,单位为mm;a 为切口深度,单位为mm;B 为试样宽度,单位为mm;W 为试样高度,单位为mm㊂Y 为试样的形状因子,由式(2)计算:Y = 1.93-3.07a W ()+14.53aW ()2-25.07aW()3éëê+25.80aW()4ùûú(2)采用三点弯曲法在1036PC 万能试验机上测定复合陶瓷试样(5mm ˑ5mm ˑ20mm)的弯曲强度,共测试3个试样,求平均值,其中试样跨距为16mm,加载速度为0.5mm㊃min -1,弯曲强度的计算公式为:σw =3PL2Bh 2(3)式中,σw 为弯曲强度,单位为MPa;P 为断裂载荷,单位为N;L 为支点跨距,单位为mm;B 为试样宽度,单位为mm;h 为试样高度,单位为mm㊂3㊀结果与讨论3.1㊀微观组织与物相组成B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力下的微观组织结构如图3所示,由图3可见,当烧结压力为30MPa 时,陶瓷颗粒较为粗大,组织疏松,陶瓷颗粒间有明显的空隙(图3a);随着烧结压力的增大,陶瓷颗粒变得细小,陶瓷颗粒间的间隙变少(图3b);当压力增至40MPa 时,组织变得更为致密,陶瓷颗粒间的间隙进一步减少(图3c)㊂由此可以看出,随着烧结压力的增大,B 4C-SiC 复合陶瓷的陶瓷颗粒的粒径发生细化,致密度有所提升㊂不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的XRD 分析结果如图4所示,由图4可见,B 4C-SiC 复合陶瓷主要由B 4C㊁SiC 和ZrB 2组成,烧结压力未对其物相组成造成显著的影响㊂其中,ZrB 2的形成源于球磨球ZrO 2与B 4C 之间的反应[22,23]㊂ZrB 2含量较低,不会对B 4C 本身的性能产生影响,故可忽略不计㊂由XRD 分析结果可以看出,在本研图3㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷微观组织的SEM 照片:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPaFig.3㊀SEM images of microstructures for B 4C-SiC composite ceramics under different sintering pressures:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPa904All Rights Reserved.中国材料进展第41卷究中,B 4C-SiC 复合陶瓷在制备过程中没有新相形成㊂烧结助剂(Al 2O 3和Y 2O 3)在烧结过程中形成液相,且部分液相会变成气相物质从坯体中逸出[24,25],因而复合陶瓷试样的XRD 分析结果中未能检测到烧结助剂㊂图4㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷材料的XRD 图谱Fig.4㊀XRD patterns of B 4C-SiC composite ceramic materials underdifferent sintering pressures3.2㊀物理力学性能分析B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力下的相对密度和开口气孔率测试结果如图5所示㊂由图5可见,随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3㊂相应地,复合陶瓷的气孔率也由1.47%降至1.02%㊂该实验结果与观察到的微观组织(图3)一致,随着烧结压力的增大,复合陶瓷的微观组织变得致密,晶粒间的空隙有所减少㊂B 4C-SiC 复合陶瓷的维氏硬度测试结果如图6所示㊂由图6可见,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷材料的维氏硬度由17.0增至32.6GPa,增大了91.8%㊂复合陶瓷材料的维氏硬度随烧结压力的变化趋势与密度的变化规律一致,这也印证了致密度是决定复合材料硬度的重要因素之一[26]㊂B 4C-SiC 复合陶瓷的弯曲强度如图7a 所示,由图可知,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷的弯曲强度由312.7增至447.6MPa,提升了43.1%㊂该复合陶瓷的断裂韧性如图7b 所示,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷的断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂图5㊀B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力时的密度与气孔率Fig.5㊀Densities and porosities of B 4C-SiC composite ceramicsunder different sinteringpressures图6㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的维氏硬度Fig.6㊀Vickers hardness of B 4C-SiC composite ceramicsunder different sintering pressuresB 4C-SiC 复合陶瓷弯曲强度试样的断口形貌如图8所示㊂由图8a 可知,当烧结压力为30MPa 时,断裂形式主要以穿晶断裂为主,大量的空隙清晰可见,可以观察到一些脆裂的晶粒出现在不够致密的断口上;当烧结压力增至35MPa 时(图8b),断裂形式依然以穿晶断裂为主,空隙显著减小,未观察到显著的裂纹偏转;当烧结图7㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的弯曲强度(a)和断裂韧性(b)F i g.7㊀Bending strength (a)and fracture toughness (b)of B 4C-SiC composite ceramics under different sintering pressures14All Rights Reserved.㊀第5期陈㊀威等:B 4C-SiC复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究图8㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷弯曲强度试样的断口形貌照片:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPaFig.8㊀Bending strength fracture morphologies of B 4C-SiC composite ceramics under the different sintering pressures:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPa压力增至40MPa 时(图8c),断口更加致密,断裂形式虽然以穿晶断裂为主,但在晶粒的边缘可以清晰地观察到裂纹偏转的痕迹(如箭头所指区域)㊂根据Rahaman 等[27]的研究,陶瓷在热压过程中的致密化速率可通过式(4)进行表述:ρ=1d ρ1d t =H D (ϕP a )nG m kT(4)式中,ρ为致密化速率,H 为数值常数,D 为速率控制物质的扩散系数,ϕ为增强因子,P a 为施加压力,G 为晶粒度,k 为玻尔兹曼常数,T 为绝对温度㊂由式(4)可以看出,当其他因素恒定时,致密化速率与烧结压力呈指数关系㊂在本研究中,随着烧结压力的升高,SiC 和B 4C 晶粒的长大被抑制,达到了细化晶粒的目的(图3)㊂在较高压力的作用下,SiC 和B 4C 晶粒之间结合更为致密,材料的气孔率显著降低(图5),维氏硬度显著提升㊂在热压烧结过程中,B 4C 和SiC 陶瓷晶粒因具有不同的热膨胀系数而产生残余应力[28],通常会导致在B 4C 和SiC 弱界面处产生微裂纹,当断裂裂纹延展至微裂纹处时,将优先取向于微裂纹的方向,从而使裂纹发生偏转㊁分叉(图9),进而提升复合陶瓷材料的强度和韧性(图8c)㊂当烧结压力较低时,组织较为疏松(图3a),晶粒之间结合不够紧密,很难形成裂纹图9㊀B 4C-SiC 复合陶瓷裂纹扩展的SEM 照片Fig.9㊀SEM image of indentation crack deflection in B 4C-SiCcomposite ceramics偏转(图8a 和8b),故其弯曲强度和断裂韧性相对较低(图7a 和7b)㊂4㊀结㊀论本研究在不同压力条件(30,35,40MPa)下热压烧结制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,对其物理力学性能进行测试分析,得出如下结论:(1)B 4C-SiC 复合陶瓷的微观组织随烧结压力的增大而变得致密,且复合陶瓷主要由B 4C 和SiC 两相组成,未有新相形成㊂(2)随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3,复合陶瓷的气孔率由1.47%降至1.02%㊂(3)随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷材料的维氏硬度由17.0升至32.6GPa;弯曲强度由312.7升至447.6MPa,提升了43.1%;断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂(4)当压力为40MPa 时,B 4C-SiC 复合陶瓷的组织致密,在断裂过程中,裂纹偏转现象明显㊂参考文献㊀References[1]㊀龙亮,刘炳刚,罗昊,等.材料导报[J],2019,33(S1):184-190.LONG L,LIU B G,LUO H,et al .Materials Review[J],2019,33(S1):184-190.[2]㊀DOMNICH V,REYNAUD S,HABER A,et al .Journal of the A-merican Ceramic Society[J],2011,94(11):3605-3628.[3]㊀聂丹,王帅,邢鹏飞,等.铁合金[J],2019,50(3):33-39.NIE D,WANG S,XING P F,et al .Ferroalloys [J],2019,50(3):33-39.[4]㊀陈洪胜,王文先,李宇力,等.粉末冶金材料科学与工程[J],2016,21(1):146-153.CHEN H S,WANG W X,LI Y L,et al .Powder Metallurgy Materi-als Science and Engineering[J],2016,21(1):146-153.[5]㊀李三喜,李洋,王松.无机盐工业[J],2018,50(11):24-114All Rights Reserved.中国材料进展第41卷26+41.LI S X,LI Y,WANG S.Inorganic Salt Industry[J],2018,50(11):24-26+41.[6]㊀杨新建.科学技术与工程[J],2013,13(3):664-666.YANG X J.Science Technology and 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碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷具有高硬度、高强度、高耐磨性、高耐腐蚀性等特点，是一种重要的结构材料。
但其本身的脆性限制了其应用范围。
为了提高碳化硼陶瓷的韧性和致密度，研究人员采用了多种方法进行增韧和补强，目前已取得了一系列进展。
1.纳米晶：纳米晶材料可以提高材料强度和韧性，可以大幅度降低材料的脆性，同时极大地提高材料的耐磨性和抗腐蚀性。
纳米晶碳化硼陶瓷的强度可以达到10GPa以上，而且其韧性也比传统碳化硼陶瓷高。
2.增韧剂：常用的增韧剂有氧化铝、氮化硅、碳等，这些增韧剂可以通过控制络合反应、晶格匹配等机理使其与基体产生协同效应，提高材料的强度和韧性。
3.纤维增强：纤维增强技术是一种有效的增强手段。
已经研究出了碳纤维增强和SiC纤维增强碳化硼陶瓷，可以提高其力学性能和韧性。
4.混合成型：混合成型是将不同颗粒形状、大小、化学组成的原料混合起来，再进行烧结成型。
混合成型可以通过改变组成、晶粒组织和脆性相分布来提高材料的韧性和强度。
5.涂层技术：在碳化硼陶瓷表面增加铜、钛、NbC等材料的镀层可以有效地提高碳化硼陶瓷的抗压强度和韧性。
总之，碳化硼陶瓷的增韧和补强技术已经取得了很大进展，未来的研究方向是进一步探索新的增韧剂、提高制备工艺、改善材料微观结构、研究材料在高温和复杂环境下的性能等。
碳化硼的现状分析报告
碳化硼的现状分析报告
碳化硼是一种化学物质，化学式为BC2，具有高度的热稳定
性和硬度，是一种具有广泛应用前景的材料。
以下是碳化硼的现状分析报告。
1. 市场需求：碳化硼广泛应用于陶瓷、涂层、高温保护材料、刀具和研磨材料等领域。
随着工业生产的发展，对碳化硼的需求逐渐增加。
2. 市场规模：碳化硼市场规模持续扩大。
根据市场研究机构的数据显示，碳化硼市场在过去几年中年均复合增长率超过10%。
3. 技术进展：碳化硼的制备技术在过去几年中有了显著的进展。
新的制备方法使得碳化硼的纯度得到提高，同时降低了成本。
这些进展推动了碳化硼市场的发展。
4. 竞争态势：碳化硼市场竞争激烈。
目前市场上存在着多个制造商和供应商，其中一些企业拥有先进的制备技术和高品质的产品。
为了提高市场份额，企业需要不断创新和提高产品质量。
5. 市场前景：碳化硼具有许多优点，如高硬度、高温稳定性和低密度等，因此在高温环境下具有广泛的应用前景。
随着科技的进步和工业发展的推动，碳化硼市场有望继续保持增长。
总之，碳化硼是一种具有广泛应用前景的材料，市场需求正逐渐增加。
技术进展和竞争态势都推动着碳化硼市场的发展。
未
来，碳化硼市场有望继续保持增长，并在高温环境下发挥重要作用。
碳化硼的化学价-概述说明以及解释
碳化硼的化学价-概述说明以及解释1.引言1.1 概述碳化硼是一种具有特殊化学价的化合物，它由碳和硼元素组成。
碳化硼的化学价对于研究其性质和应用具有重要意义。
在本文中，我们将探讨碳化硼的化学价及其影响因素。
化学价是指元素在化合物中与其他元素结合时所呈现的价数。
对于碳化硼来说，其化学价主要取决于碳和硼元素的电子结构以及它们的化学键形成方式。
碳和硼元素在化学反应中可以形成共价键，这意味着它们共享电子对来稳定化合物的结构。
在碳化硼中，碳原子和硼原子共享电子对形成共价键，使化合物更加稳定。
碳化硼的化学价还受到环境条件和反应物的影响。
碳化硼可以与不同的元素和化合物发生反应，可能形成不同的化学键。
这些反应可以改变碳化硼的化学价，并影响其物理和化学性质。
了解碳化硼的化学价对于研究其性质和应用具有重要意义。
通过控制化学反应条件和选择适当的反应物，我们可以调控碳化硼的化学键类型和强度，进而改变其性质和用途。
因此，深入研究和理解碳化硼的化学价对于拓展其应用领域具有重要意义。
在接下来的章节中，我们将详细探讨碳化硼的基本概念、性质、制备方法以及化学反应和应用。
我们将总结碳化硼的化学价，并展望未来对碳化硼的研究方向。
通过深入了解碳化硼的化学价，我们可以更好地利用其特殊性质，推动碳化硼在各个领域的应用和发展。
1.2 文章结构本文将按照以下顺序展开：首先，在引言部分我们将对碳化硼的化学价的重要性进行简要介绍。
然后，在正文部分，我们将分为三个小节来阐述碳化硼的相关内容。
首先，我们将介绍碳化硼的基本概念和性质，包括其化学构成、晶体结构和物理性质等。
其次，我们将探讨碳化硼的制备方法，包括传统的合成方法和新兴的绿色合成方法等。
最后，我们将重点讨论碳化硼的化学反应和应用领域。
在这一部分，我们将详细介绍碳化硼在材料科学、催化剂和电子器件等领域中的重要应用，并探讨其反应机制和性能优化的方法。
在结论部分，我们将总结碳化硼的化学价，并展望未来碳化硼研究的重点和方向。
碳化硼陶瓷的制备
碳化硼陶瓷的制备1 碳化硼陶瓷的制备方法1.1 碳化硼粉末的合成根据合成碳化硼粉末所采用的反应原理、原料及设备的不同，碳化硼粉末的工业制取方法主要有高温自蔓延合成法（SHS）和碳管炉、电弧炉碳热还原法，近年来还出现了激光化学气相反应法、溶胶－凝胶碳热还原法等。
1.1.1 碳管炉、电弧炉碳热还原法这是合成碳化硼粉末最常用的方法，早在化学计量的B4C被确定（1934年）后不久，电炉生产工业碳化硼的研究即取得成功，碳化硼作为磨料开始在工业上得到应用。
将硼单质或含硼的化合物与碳粉或含碳的化合物均匀混合后放入高温设备，例如碳管炉或电弧炉中，通以保护气体或N2在一定温度下合成碳化硼粉末，基本的化学方程式为：2B2O3(4H3BO3)+7C=B4C+6CO2(g)+6H2O(g)这种方法的优点是：设备结构简单、占地面积小、建成速度快、工艺操作成熟、稳定。
但该法也有较大的缺陷，包括能耗大、生产能力较低、高温下对炉体的损坏严重，尤其是合成的原始粉末平均粒径大（20～40μｍ），作为烧结碳化硼的原料还需要大量的破碎处理工序，大大增加了生产成本。
1.1.2 自蔓延高温合成法自蔓延高温合成法（SHS）是利用化合物合成时的反应热，使反应进行下去的一种工艺方法。
由前苏联物理化学研究所的MerzhahovG，BorovlnskayaLp发明，并成功制备了多种高纯度的陶瓷粉末，例如B4C、BN等。
由于此法制备碳化硼时多以镁作为助熔剂，故又称镁热法。
与其他方法相比，具有反应温。
度较低（1273～1473K）、节约能源、反应迅速及容易控制等优点，所以合成的碳化硼粉的纯度较高且原始粉末粒度较细（0.1～4μｍ），一般不需要破碎处理，是目前合成碳化硼粉的较佳方法，缺点是反应物中残留的MgO必须通过附加的工艺洗去，且极难彻底除去。
1.1.3 激光诱导化学气相沉积法激光诱导化学气相沉积法（LICVD）是利用反应气体分子对特定波长激光束的吸收而产生热分解或化学反应，经成核生长形成超细粉末。
硕士课题论证报告.
南京航空航天大学攻读硕士学位研究生课题论证报告姓名陈建云学号SX1105207专业机械设计及理论研究方向薄膜摩擦学指导教师周飞教授年月日课题名称：Cr-B-C 薄膜的制备及摩擦学特性的研究5mm3/Nm 左右。
当碳元素含量增加到50%以上时，薄膜的摩擦系数和磨损率迅速降低，碳含量为71%时降到最低[8]。
2012年，J. Lauridsen等人用磁控溅射的方法，在超高真空沉积系统中[9,10]，利用B4C、Ti和石墨三种靶材在不同基体上制备出了Ti-B-C 纳米复合涂层。
详细描述了所制备的几种薄膜的元素含量和各元素之间的结合方式，并分析了 B 元素的薄膜中的分布[11,12]和机械性能。
这种方法制备的Ti-B-C 薄膜的硬度低于TiC [13]，并没有因为加入了B元素而增加[12,14-16]。
而且元素含量不同的几种薄膜的摩擦系数变化不明显，说明游离碳的不会改善薄膜的摩擦学性能[17]。
课题研究方案1. 具体的研究内容、研究目标和拟解决的关键问题研究内容：(1) Cr-B-C 薄膜的制备工艺根据现有的文献资料和实验室所具备的实验条件，确定采用磁控溅射的方法制备Cr-B-C 薄膜，参考已有的Ti-B-C 薄膜的制备工艺确定Cr-B-C 薄膜制备参数。
(2) 不同工艺参数对Cr-B-C 薄膜组成成分的影响采用B4C靶和铬靶共同溅射的方式制备Cr-B-C薄膜，加在两种靶材上的功率比不同，所沉积的薄膜的化学组成也就不同，研究不同的参数下Cr-B-C 薄膜的组成成分。
(3) Cr-B-C 薄膜的水润滑摩擦学特性的研究利用摩擦试验机测量Cr-B-C 薄膜与小球对磨的摩擦系数，用光学显微镜观察其磨痕，并通过相关公式计算磨损率，研究Cr-B-C 薄膜的水润滑摩擦学特性。
研究目标：掌握制备Cr-B-C 薄膜的方法和工艺参数，说明不同工艺参数对薄膜结构的影响规律，阐述Cr-B-C 薄膜在水润滑条件下的磨损机制，探讨Cr-B-C薄膜的水润滑摩擦学特性随实验条件的变化规律，以及不同的组成结构对Cr-B-C 薄膜水润滑摩擦学性能的影响。
SPS反应烧结碳化硼陶瓷
这也就是说，在碳化硼均相区内，随着碳原子含量不同，单位晶胞内原子数 也不同。此原子数与碳含量成线性关系ＩＪ ５ｌ：
ｎ＝１５．４７一Ｏ．０１９Ｃ％
（１·１）
武汉理工大学硕士学位论文
图１．１碳化硼（Ｂ４Ｃ）的晶体结构
Ｆｉｇ．１·１ Ｃｒｙｓｔａｌ ＳＵ＇ｌｌｃＨＬｒｅ ｏｆｂｏｒｏｎ ｃａｒｂｉｄｅ
ｎ为单位晶胞内原子数；ｃ％为碳含量。当碳含量增大时，菱面体单位晶胞 内的原子数随之下降。如：当碳含量为２０％时，可得ｎ＝１５．０８，硼原子数为１２．０６， 碳原子数为３．０２；当碳含量为１３．３％时，ｎ＝１５．２１，硼原子数为１３．１８，碳原子数 为２．０３；当碳含量为８．８％时，ｎ＝１５．３１，硼原子数为１３．９５，碳原子数为１．３５。 因此根据碳原子含量对碳化硼晶体结构的影响。可建立如下模式ｆ１６Ｊ：
１３．３０／Ｐ８．３％，从而可得出Ｉ“一４１：
１）当碳化硼含量达到２０％时，主要由Ｃ－Ｂ．Ｃ链和所连接的－ＢｌｌＣ二十面体组成。
２）当碳含量逐步降低时，那么Ｃ．Ｂ．Ｂ链会取代Ｃ－Ｂ－Ｃ链，直到Ｃ．Ｂ－Ｃ链耗尽为
止。
３）当碳含量降低到８．８％时，硼原子取代碳原子，使－ＢｌＩＣ二十面体变为－Ｂｊ２二
十面体，而且在整个区域内，品格中存在填隙原子。
武汉理工大学 硕士学位论文 SPS反应烧结碳化硼陶瓷 姓名：章嵩 申请学位级别：硕士 专业：材料学 指导教师：张联盟;沈强
20070501
武汉理工大学硕士学位论文
摘要
论文采用放电等离子烧结（ＳＰＳ）技术，通过硼粉和碳粉的反应烧结制备了碳 化硼陶瓷材料，重点研究了不同ＳＰＳ烧结温度对碳化硼陶瓷的致密度、物相和 显微结构等的影响。当烧结温度为１７∞℃时，材料的相对密度为９０％；烧结温 度提高到１９００℃时，致密度可达９５％，均低于传统烧结方法达到相同致密度时 的烧结温度。
TiB2、CNT双相增韧碳化硼复合陶瓷及其性能研究
第51卷第4期2022年4月人㊀工㊀晶㊀体㊀学㊀报JOURNAL OF SYNTHETIC CRYSTALS Vol.51㊀No.4April,2022TiB 2、CNT 双相增韧碳化硼复合陶瓷及其性能研究许㊀森1,林文松1,张㊀虹2,石健强2,方宁象2(1.上海工程技术大学材料工程学院,上海㊀201620;2.浙江立泰复合材料股份有限公司,湖州㊀313219)摘要:在1500ħ的真空条件下,通过液相渗硅法(liquid silicon infiltration,LSI)制备了碳化硼/二硼化钛-碳纳米管(B 4C-TiB 2-CNT)陶瓷复合材料,对其成分㊁形貌㊁性能和增韧机理进行了分析表征和研究㊂结果表明:复合材料的主要组成相为B 12(C,Si,B)3㊁SiC 和Si㊂二硼化钛和碳纳米管显著提高了液相渗硅烧结碳化硼陶瓷的力学性能,在TiB 2和CNT 的添加量分别为10%和0.4%时,复合陶瓷的弯曲强度和断裂韧性达到了(390ʃ18)MPa 和(5.38ʃ0.38)MPa㊃m 1/2,分别比B 4C 陶瓷高了31%和53%㊂本文的研究从片状SiC 颗粒和CNT 的拔出㊁TiB 2的颗粒增韧以及裂纹的偏转等方面解释了B 4C-TiB 2-CNT 复合材料的增韧机理㊂关键词:碳化硼;液相渗硅法;双相增韧陶瓷;二硼化钛;碳纳米管;陶瓷复合材料中图分类号:TQ174㊀㊀文献标志码:A ㊀㊀文章编号:1000-985X (2022)04-0716-07Preparation and Characterization of TiB 2and CNT Dual-Phases Toughened B 4C Ceramic CompositesXU Sen 1,LIN Wensong 1,ZHANG Hong 2,SHI Jianqiang 2,FANG Ningxiang 2(1.College of Materials Engineering,Shanghai University of Engineering Science,Shanghai 201620,China;2.Zhejiang Light-Tough Composite Materials Co.,Ltd.,Huzhou 313219,China)Abstract :B 4C-TiB 2-CNT ceramic composites were fabricated by the liquid silicon infiltration (LSI)sintering at 1500ħin vacuum.The compositions,morphologies,mechanical properties and toughening mechanism of the fabricated composites were investigated.The results show that the main constituent phases of the composites are B 12(C,Si,B)3,SiC and Si.The additions of TiB 2and CNT significantly improve the mechanical properties of liquid-phase silicon sintered B 4C ceramics.The flexural strength and fracture toughness of the composite ceramics reach (390ʃ18)MPa and (5.38ʃ0.38)MPa㊃m 1/2with TiB 2and CNT additions of 10%and 0.4%respectively,which are 31%and 53%higher than pure B 4C caremics.The toughening mechanisms of B 4C-TiB 2-CNT ceramic composites are explained by the pullout of plate-like SiC particles and CNT,the particle toughening of TiB 2and the deflection of cracks.Key words :boron carbide;liquid silicon infiltration;dual-phases toughened ceramics;TiB 2;CNT;ceramic composite㊀㊀收稿日期:2021-12-03㊀㊀基金项目:装备预研项目(41422010903)㊀㊀作者简介:许㊀森(1997 ),男,河南省人,硕士研究生㊂E-mail:xs_sanmu@ ㊀㊀通信作者:林文松,博士,教授㊂E-mail:wslin@0㊀引㊀㊀言碳化硼(B 4C)因其优异的性能,如高硬度(~30GPa)㊁高熔点(2450ħ)㊁低密度(2.52g /cm 3)㊁高耐磨性㊁耐腐蚀性和中子吸收能力等,被广泛应用于弹道装甲㊁研磨材料㊁耐磨部件和核工业[1-6]㊂然而,由于B 4C 陶瓷的烧结性差和固有的低断裂韧性,其应用受到严重限制[7-8]㊂在B 4C 中加入TiB 2㊁CNT 等添加剂可以有效改善B 4C 基陶瓷材料的力学性能㊂在这些添加相中,TiB 2和CNT 是已知的最有效添加物㊂Xu 等[9]通过放电等离子烧结(spark plasma sintering,SPS)技术制备了具有高相对密度(98.4%)和晶粒生长有限的B 4C-TiB 2陶瓷㊂Zhu 等[10]在无压烧结下获得相对密度为98.9%㊀第4期许㊀森等:TiB2㊁CNT双相增韧碳化硼复合陶瓷及其性能研究717㊀的B4C-TiB2陶瓷复合材料㊂Wang等[11]通过热压法制备了不同TiB2含量的B4C-TiB2二元复合材料,并获得了良好的抗弯强度和断裂韧性㊂Yavas等[12]用CNT作为第二相,通过SPS的方式制备了具有高相对密度和断裂韧性的B4C-CNT陶瓷㊂Bahamirian等[13]通过SPS制备了具有优良力学性能的SiC-45%B4C-10%Ni-5% CNT(体积分数)复合材料㊂孙川等[14]以B2O3㊁Al㊁石墨和B4C粉体为原料,采用反应-热压烧结工艺在1800ħ/35MPa的烧结条件下制备了致密的碳化硼基复相陶瓷,复相陶瓷的密度㊁硬度㊁抗弯强度和断裂韧性分别为2.82g/cm3㊁41.5GPa㊁380MPa和3.9MPa㊃m1/2,其中断裂韧性比纯碳化硼陶瓷提高了85.7%㊂综上所述,热压烧结㊁放电等离子烧结和无压烧结被广泛用于制备B4C基体陶瓷[15-18]㊂然而,热压烧结和放电等离子烧结不仅成本高,而且只能生产形状简单的产品[19]㊂即使在2000ħ以上的温度条件下,也很难通过无压烧结生产出高密度的B4C陶瓷[15]㊂与这些昂贵且复杂的烧结技术相比,液相渗硅法(liquid silicon infiltration,LSI)由于周期短㊁成本低㊁加工温度低㊁产品孔隙率低等优点,多用于工业上大规模制备碳化硼陶瓷㊂但反应烧结仍有一定的局限性,其最主要的问题是烧结完成后的B4C陶瓷的断裂韧性和弯曲强度较差㊂因此,采用具有优良性能的第二增韧相对B4C陶瓷进行补强增韧,以获得高性能的B4C陶瓷复合材料是一种优异的解决方法㊂本研究将均匀分散的TiB2和CNT浆料逐步加入到球磨中的B4C浆料中,得到B4C-TiB2-CNT混合浆料㊂然后进行烘干造粒,得到了分散均匀㊁成型性好的B4C-TiB2-CNT粉末,通过LSI法得到B4C-TiB2-CNT复合陶瓷㊂随后,研究了增韧相和烧结技术对陶瓷性能的影响㊂该流程操作方便,适用于工业化生产㊂1㊀实㊀㊀验1.1㊀复合材料粉末制备为了研究不同增韧相对B4C陶瓷的增韧效果,本实验设计了四组不同的对照组㊂原始材料的具体配比如表1所示㊂其中,B4C粉末购于牡丹江金刚钻碳化硼有限公司(粒径~17μm,纯度ȡ99%),TiB2粉末购于丹东化工研究院有限公司(粒径~5μm,纯度ȡ99%),CNT分散液购于上海海逸科贸有限公司(长度约为3~5μm),酚醛树脂购于济南圣泉化学有限公司(固体含量25%(质量分数))㊂表1㊀B4C-TiB2-CNT陶瓷复合材料的配比Table1㊀Formula of B4C-TiB2-CNT ceramic compositesSample Mass fraction/%B4C TiB2CNT Phenolic resin Pure B4C900010BT8010010BC89.600.410BTC79.6100.410将掺入酚醛树脂的B4C粉末与去离子水以质量比1ʒ1配合,并加入与粉末质量相同的碳化硅磨球,在球磨罐中球磨8h,然后按照一定比例加入TiB2粉末和CNT分散液,继续球磨5h㊂将球磨好的浆料置入真空干燥箱中,在120ħ的温度下烘干24h,最后将烘干的物料球磨8h,得到均匀且蓬松的复合材料粉末㊂1.2㊀液相渗硅烧结在100MPa下将制备好的粉末压制成50mmˑ50mmˑ10mm的预制块,并在真空干燥箱中150ħ烘干24h以去除多余的水分㊂然后在1200ħ的氢气环境下加热5h进行热解㊂最后,将陶瓷素坯用硅粉包覆,在1500ħ的真空环境下烧结2h,得到致密的B4C-TiB2-CNT复合陶瓷材料㊂1.3㊀表㊀征采用阿基米德法测量复合材料的孔隙率和密度,通过反应公式计算求得复合材料的相对密度㊂对复合材料样品进行切割㊁研磨和抛光,以测试其力学性能和微观结构㊂采用三点弯曲试验(GB/T6569 2006)测试复合材料的弯曲强度,试样尺寸为3mmˑ4mmˑ40mm,试验跨距30mm,加载速率0.5mm/min㊂使用维氏硬度计测量其维氏硬度(GB/T16534 2009)和断裂韧性(JIS R1607 1995),试验条件为9.8N的载荷,加载时间为15s,取5个样品的平均结果㊂误差棒为5个结果的方差㊂718㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第51卷通过X 射线衍射(XRD,Rigaku Ultima III,日本)分析B 4C-TiB 2-CNT 复合陶瓷材料的相组成㊂通过扫描电子显微镜(SEM,ZEISS Gemini 300,德国)观察复合材料的元素分布和表面形貌㊂2㊀结果与讨论2.1㊀力学性能分析样品的密度和相对密度如图1所示㊂从图中可以看出,纯碳化硼陶瓷样品的密度为2.63g /cm 3,相对密度为99.3%㊂随着TiB 2和CNT 的加入,样品的密度呈现上升的趋势,而相对密度则呈现出下降的趋势㊂其中,TiB 2相的加入会使得陶瓷样品的密度显著增大,样品BT 和BTC 的密度分别为2.71g /cm 3和2.72g /cm 3,这主要是由于添加相TiB 2的密度为4.52g /cm 3,远高于碳化硼陶瓷基体,导致样品的密度增大㊂样品BC 的密度为2.64g /cm 3,略高于纯碳化硼陶瓷㊂由于增韧相的存在,样品BT㊁BC 和BTC 的相对密度相比于纯碳化硼(99.3%)均略微下降,分别为98.7%,99.0%和99.2%㊂样品的气孔率和维氏硬度如图2所示,从图中可以看出,随着TiB 2和CNT 的加入,样品的气孔率有些许增加,维氏硬度降低㊂在LSI 过程中,硅在毛细管力的作用下熔渗到预制件内部的孔隙中,与游离碳和B 4C 基体发生反应,从而获得高致密的复合材料㊂由于TiB 2和CNT 的硬度低于B 4C,因此添加了TiB 2和CNT 的样品维氏硬度有所下降㊂值得注意的是,样品BTC 的孔隙率(0.73%ʃ0.03%)要低于样品BC(0.97%ʃ0.08%)和BT(1.30%ʃ0.06%),略高于纯碳化硼陶瓷(0.66%ʃ0.04%),这可能是由于CNT 的加入抑制了TiB 2的生长[20],促进了熔融硅的渗入,使得BTC 样品更加致密,从而使样品BTC 的维氏硬度((31.43ʃ0.94)GPa)相比于纯碳化硼陶瓷降低幅度不大㊂图1㊀复合材料的密度和相对密度Fig.1㊀Density and relative density of compositeceramics 图2㊀复合材料的气孔率和维氏硬度Fig.2㊀Porosity and Vickers hardness of composite ceramics 复合材料样品的弯曲强度和断裂韧性如图3所示,与纯碳化硼(弯曲强度为(297ʃ24)MPa,断裂韧性为(3.52ʃ0.32)MPa㊃m 1/2)相比,样品的弯曲强度和断裂韧性随着TiB 2和CNT 的加入而增大㊂样品BT 的弯曲强度和断裂韧性分别为(362ʃ22)MPa 和(4.06ʃ0.37)MPa㊃m 1/2,样品BC 的弯曲强度和断裂韧性分别为(315ʃ16)MPa 和(4.79ʃ0.45)MPa㊃m 1/2,样品BTC 具有最高的弯曲强度和断裂韧性,分别是(390ʃ18)MPa 和(5.38ʃ0.38)MPa㊃m 1/2,比纯碳化硼的性能高出了31%和53%㊂这主要是由于TiB 2和CNT 两相的叠加作用,使得BTC 陶瓷获得了更加优异的力学性能㊂2.2㊀相分析复合材料的X 射线衍射分析结果如图4所示㊂从图4可以看出,反应烧结生成了B 12(C,Si,B)3和SiC两个新相㊂同时,部分游离碳也与液相Si 发生反应生成了SiC㊂烧结中的反应如下[21]:C(s)+Si(l)ңSiC(s)(1)3B 4C(s)+Si(l)ңB 12(C,Si,B)3(s)+SiC(s)(2)式(1)的ΔH =-66.88KJ /mol,是一个极端放热反应,会在极短的时间内完成㊂短时间内释放的高能量导致体积膨胀,使材料致密,随后在高温下,残留的熔融硅会与B 4C 发生反应生成β-SiC 和B /C 比大于4的㊀第4期许㊀森等:TiB 2㊁CNT 双相增韧碳化硼复合陶瓷及其性能研究719㊀新相[22],上述结果可以用式(2)来表示㊂BT 和BTC 的XRD 图谱中对应TiB 2结构的波峰表明,TiB 2在渗硅烧结过程中具有足够的热稳定[19]㊂由于CNT 的添加量较少且易与无定形碳的波峰重合,因此很难通过XRD 识别出CNT 对应的波峰㊂整个XRD 图谱中并未检测到对应于B 4C 和二元B-Si 的衍射峰,表明整个B 4C 相已经转变为B 12(C,Si,B)3㊂与此同时,在纯碳化硼和样品BT 中均发现了部分非晶峰包,尤其是样品BT 中最明显,这主要是烧结后样品剩余的少量无定形碳所导致的,TiB 2颗粒阻碍了熔融硅的渗入,这与样品BT 在2θ=27.89ʎ处Si 的衍射峰明显降低相对应,最终导致样品内部剩余无定形碳含量增大,而在样品BTC 和BC 中并未发现明显的峰包,这可能是CNT 的存在促进了烧结过程中熔融硅的渗入,使得样品中残存的无定形碳的含量降低㊂图3㊀复合材料的弯曲强度和断裂韧性Fig.3㊀Flexural strength and fracture toughness of compositeceramics 图4㊀复合材料的XRD 图谱Fig.4㊀XRD patterns of composite ceramics 图5为BTC 样品断口的元素能谱分布图,图5(a)为断口处的SEM 照片,图5(b)和5(c)为对应的元素能谱分布总图,小图Si㊁Ti㊁C 和B 分别是Si㊁Ti㊁C㊁B 各元素的分布图㊂从图5(a)和5(b)中可以看出,BTC 样品中仅含有Si㊁Ti㊁C㊁B 四种元素,这表明在烧结过程中并未引入其他杂质㊂从各元素的分布图可以看出,各元素在断口处分布均匀,其中,Ti 元素主要是以细小颗粒状分布在断口表面,由于TiB 2的稳定性,可推测TiB 2主要是以颗粒的形式分布在BTC 样品中㊂从图5(c)中各元素的原子百分比可以看出,除添加的TiB 2㊁CNT 以及反应生成的SiC 外,剩余B /C 元素的比例仍然远大于4,这表明烧结产物中生成了新相,根据XRD 图谱可以看出,该新相为B 12(C,Si,B)3㊂根据反应式(1)㊁(2)和元素能谱计算可得,B 12(C,Si,B)3在样品BTC 中的体积分数为54%,SiC 相的体积分数为21%,残余Si 相的体积分数为17%,增韧相TiB 2和CNT 的体积分数为8%㊂2.3㊀复合材料增韧机理分析图6是BTC 样品断口形貌的SEM 照片,由图6(a)可以看出,当裂纹经过B 12(C,Si,B)3和SiC 相时,部分裂纹会沿着两相的交界处发生偏折,而另一部分则会进入到B 12(C,Si,B)3和SiC 两相的内部,如图6(b)白色箭头所示㊂因此,样品BTC 的断裂模式是穿晶断裂和沿晶断裂并存的混合模式㊂混合断裂模式导致了裂纹扩展过程中的高断裂能量耗散[23],最终复合材料的断裂韧性得到进一步提高㊂同时,从图6(b)和6(c)中可以看到,SiC 相和TiB 2相表面产生了明显的阶梯状形貌的裂纹簇,据陶瓷断裂力学[24],如果断裂扩展途径能够消耗裂纹尖端应力场的能量,那么裂纹扩展的驱动力将减少,从而提高韧性[8]㊂阶梯状断裂的本质是多个微裂纹的连续偏移,在偏移过程中,微裂纹的扩展路径变长,导致裂纹扩展所需的能量增加㊂因此,阶梯式断裂可以有效地提高断裂韧性,有许多研究也报告了相似的情况[25-26]㊂与此同时,从图6(d)中可以看出,样品的断口表面存在一些片状的SiC 颗粒㊂在LSI 过程中,B 4C 相的边界区域在高温下裂解为B 和C㊂B 和部分C 与熔融Si 发生反应生成B 12(C,Si,B)3和SiC 相,而另一部分C 则会进入熔融的Si 中,与Si 反应生成片状的SiC 颗粒㊂因此大部分片状SiC 颗粒存在于B 12(C,Si,B)3和熔融Si 相的交界处㊂当微裂纹经过两相交界处时,片状SiC 颗粒会发生拉拔和断裂,增加裂纹扩展所需的能量,从而提高样品的断裂韧性㊂720㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第51卷图5㊀(a)BTC样品的断口SEM照片;(b),(c)BTC样品断口的元素能谱分布图Fig.5㊀(a)SEM image of sample BTC;(b),(c)fractrue SEM-EDS elemental energy spectra of sample BTC图6㊀BTC样品断口形貌的SEM照片Fig.6㊀SEM images of fracture morphology of sample BTC㊀第4期许㊀森等:TiB2㊁CNT双相增韧碳化硼复合陶瓷及其性能研究721㊀㊀㊀图7显示了TiB2颗粒和CNT在BTC样品断口表面的SEM照片㊂当微裂纹扩展经过CNT区域时,部分CNT在裂纹扩展途中产生桥接(见图7(a)),阻碍裂纹的扩展途径,另一部分CNT在断口表面产生拉拔(见图7(b))㊂最终,CNT消耗了裂纹扩展所需要的能量,迫使裂纹扩展停止㊂由于CNT的桥接和拔出,在图7中能清楚地看到CNT的根部㊂同时,由于TiB2的热稳定性,TiB2主要以颗粒的形式存在于样品BTC中㊂从图7中可以看出,TiB2颗粒均匀地分布在断口表面㊂当微裂纹经过TiB2颗粒时,TiB2颗粒阻碍了微裂纹扩展,迫使裂纹传播途径产生偏转,消耗裂纹扩展的能量,从而提高了样品的断裂韧性㊂与此同时,TiB2颗粒在样品断裂时会产生拉出和断裂,从图7中能清晰地看到产生拉拔的TiB2颗粒,这种行为同样也会消耗裂纹扩展的能量,迫使裂纹扩展停止㊂图7㊀CNT和TiB2在BTC样品断口表面的SEM照片Fig.7㊀SEM images of fracture morphology of CNT and TiB2in sample BTC3㊀结㊀㊀论通过液相渗硅法在1500ħ真空条件成功制备了TiB2和CNT多相增韧的B4C-TiB2-CNT陶瓷复合材料㊂复合材料的主要组成相是B12(C,Si,B)3㊁SiC和Si㊂TiB2和CNT增韧相提高了材料的力学性能,B4C-TiB2-CNT陶瓷的断裂韧性为(5.38ʃ0.38)MPa㊃m1/2,弯曲强度为(390ʃ18)MPa,分别比纯B4C陶瓷的性能高出53%和31%㊂B4C-TiB2-CNT陶瓷复合的主要增韧机理是微裂纹的偏折㊁TiB2颗粒的拔出和CNT的桥接与拔出㊂参考文献[1]㊀THÉVENOT F.Boron carbide:a comprehensive review[J].Journal of the European Ceramic 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碳化硼改性聚苯硫醚短纤维的制备及抗氧化性研究
将前纺原丝经两级拉伸、上油、卷曲、热定形、
线密度:按照 GB / T 16256—2008 《 纺织纤维
度仪测试。
力学性能:按照 GB / T 14337—2008 《 化学纤
维 短纤维拉伸性能试验方法》 ,采用 XQ-1AN 纤
维强伸度仪测试纤维的强力。
抗氧化性:根据浓硫酸处理前后纤维的强力
计算酸处理后纤维的强力保持率,强力保持率高,
研究与开发
合 成 纤 维 工 业, 2024,47( 2 ) :49
CHINA SYNTHETIC FIBER INDUSTRY
碳化硼改性聚苯硫醚短纤维的制备及
抗氧化性研究
任冰涛
( 山东明化新材料有限公司,山东 济南 250204)
摘 要:以纤维级聚苯硫醚( PPS) 树脂和纳米级碳化硼为原料,采用硅烷偶联剂对纳米级碳化硼进行表面
通风橱中干燥,得到酸处理后的纤维试样。
限公司制;100 mL 三口烧瓶:烟台健硕化工有限
1. 5 分析与测试
1. 3 碳化硼改性 PPS 短纤维的制备
线密度试验方法 振动仪法》 ,采用 XD-1 型纤维细
公司制。
1. 3. 1 未改性 PPS 短纤维试样的制备
将 PPS 树脂在 120 ~ 160 ℃ 下真空干燥 8 ~
酸处理前
酸处理后
强力保持率 / %
10. 11
9. 57
94. 7
1#
10. 22
#
10. 23
3
范德华力相互作用结合在一起。 除了碳硼层以
表 2 改性 PPS 短纤维酸处理后的强力保持率
staple fibers after acid treatment
2#
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碳化硼材料研究进展
摘要:文章综述了碳化硼粉末的合成方法、碳化硼复相陶瓷的种类及合成方法。
关键词:碳化硼;材料;研究;记载
1前言
碳化硼为菱面体结构,晶格属于D3d5- R3m空间点阵,晶格常数a= 0.519 nm,c=1.212 nm,α=66°18,目前可被广泛接受的碳化硼模型是:B11C组成的二十面体和C-B-C 链构成的菱面体结构。
由于碳原子和硼原子半径相似,存在类质同相替代,所以碳化硼中的碳硼比并不固定,但多在1:4附近变化,且碳硼比=1:4时碳化硼的各项性能指标也最好。
碳化硼中原子间共价键比超过90 %,这种特殊的结合方式,使其具有具许多优良性能(参见表1),如:①高熔点、高硬度、高模量,高温强度高(>30GPa),具有很强的耐磨能力;
②密度小;
③较低的膨胀系数;
④很高的热中子吸收能力;
⑤具有热电性;
⑥在具备良好的物理性能的同时具有优越的抗化学侵蚀能力。
正是由于碳化硼自身的优异性能使碳化硼在耐火材料、耐磨材料、装甲防护、核工业、航空航天等领域得到了广泛的应用。
2碳化硼粉末的制备
2.1碳化硼的合成
2.1.1碳热还原法
碳热还原法是指以碳为还原剂,还原硼酸或硼酐制备碳化硼的方法。
反应方程式为:
2B2O3+7C==B4C+6CO(g)
4H3BO3+7C==B4C+6CO(g)+6H2O(g)
碳热还原法制备碳化硼时通常使用碳管炉和电弧炉。
采用电弧炉作为合成设备时,由于电弧温度高、炉区温差大。
在中心区部位温度可能超过碳化硼的熔点,使其发生包晶分解,析出游离碳和其他高硼化合物;而远离中心区温度偏低,反应不完全,残留有硼酐和碳。
所以电弧炉中制得的碳化硼一般杂质含量偏高。
碳管炉作为合成设备时,反应在保护气氛或真空状态下进行,反应条件更容易控制,生产的碳化硼质量会更高一些,但产量低、成本高不利于大规模生产。
碳热还原法原料成本低、设备简单、产量大是目前碳化硼工业化生产的主要方法。
2.1.2金属热还原法
以炭黑和硼酐为原料,以活泼金属(通常为Mg)作为还原剂和助熔剂,进行自蔓延燃烧合成。
由于反应迅速,高温时间短所以原料损失少,加上反应一般采用高纯原料,所以产品的纯度较高。
反应过程中燃烧波引起的温度梯度较大,所以所得材料的内部缺陷较多,有利于粉碎和烧结。
同时由于利用反应放热维持反应进行,所以合成碳化硼的能耗较低。
2.1.3气相沉积法
使用硼烷或其它含硼气体与烷烃或卤代烷在特定地条件下进行反应。
生成的碳化硼沉积在容器壁或其它冷阱上形成粉末或者薄膜。
常用的反应触发条件是激光或还原性气体。
由于方法的特性决定此种方法只适用于制备纳米粉末或者进行表面包覆改性,应用领域受到一定限制。
2.1.4溶胶凝胶碳热还原法
溶胶凝胶法( sol - gel)是指无机物或金属醇盐经过溶液、溶胶、凝胶,再经热处理合成化合物的方法。
通过选择合适的原料和实验方法可以得到粒度小、分布窄的碳化硼分体。
2.2碳化硼粉末的制备
普通制备方法得到的碳化硼通常为多孔块状或粗粉,不能满足制备碳化硼陶瓷制品的要求,需要使用设备对碳化硼进行破碎和磨碎。
传统方法以钢球作为研磨介质使用球磨、搅拌磨进行加工,然后通过酸洗溶解引入的铁,再水洗除去废液,干燥的到碳化硼粉末。
用气流磨代替搅拌磨生产碳化硼粉体与相比传统工艺,具有流程短、收率高、不产生二次污染、节省酸和干燥能耗等优点,同时也更利于环保。
以碳化硼陶瓷为研磨介质使用振动磨制备碳化硼超细粉体也是研究方向之一。
配合新型干燥设备笔者已经制备出粒度分布窄,D50<1μm的超细碳化硼粉体。
3碳化硼陶瓷的烧结
碳化硼是高共价键比例化合物,而且塑性很差,晶界移动阻力大,固态时表面张力很小,烧结时扩散速度很低,因此得到致密的纯B4C 烧结体困难。
目前较为成熟的制备高致密度碳化硼的工艺是热压烧结法,烧结温度一般在2000℃以上。
热压造成的颗粒重排和塑性流动、晶界移动、应变诱导孪晶、蠕变以及后阶段体积扩散与重结晶相结合等物质迁移,可促进碳化硼陶瓷的致密化。
某些添加剂的加入可使烧结机理由原来的固相烧结变成液相烧结,大大加速了B4C的致密化过程,同时也大大降低B4C的热压烧结温度。
有研究结果表明可以通过加入烧结助剂来提高点缺陷或位错密度,从而促进晶界和体积扩散的活化作用。
加入的烧结助剂可以通过产生空位和除去碳化硼表面的氧化层从而提高表面能,使烧结驱动力增大。
为提高碳化硼陶瓷致密度而采用的烧结助剂大体上可分为单质、化合物以及有机化合物三大类。
热压烧结法生产效率较低,成本很高,大规模工业化生产受到限制。
改进方法中无压烧结碳化硼陶瓷是大批量生产形状复杂零件的好方法。
但在常压条件下获得致密度较高的纯碳化硼陶瓷则需要在高温下进行烧结,并且极易出现晶粒异常长大和颗粒表面熔化等现象,从而导致碳化硼陶瓷性能降低。
研究在相对较低的烧结温度下获得致密的碳化硼陶瓷,对制取高性能碳化硼陶瓷显得尤为重要。
因此,碳化硼制品的无压烧结技术将是碳化硼研究领域的热点之一。
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