抗热震陶瓷研究进展

简单介绍了陶瓷材料抗热震性的评价方法，分析了陶瓷材料改善陶瓷抗热震性途径，综述了各种抗热震陶瓷的性能以及主要用途。     

碳纤维增强TiC复合材料的抗热震性能

通过测量力学性能和热物理性能,研究了热压烧结碳纤维增强TiC复合材料（Cf/TiC,20vo%碳纤维）的抗热震性能。结果表明,碳纤维加入到TiC基体中,提高了复合材料的抗弯强度和断裂韧性,降低了复合材料的弹性模量和热膨胀系数,进而使得复合材料的抗热震断裂参数R,抗热震损伤参数R^TV和裂纹稳定性参数RST都得以提高,复合材料热震残留强度在热震温差超过900℃后迅速下降。复合材料热扩散率的提高有利于抗热稳定性能的提高,复合材料增强机理是纤维承载。韧化机理是纤维桥联和纤维拔出。     

原位SiC纳米线增韧SiC陶瓷的抗热震性能

SiC陶瓷的本征脆性及其在高低温交变环境中抗热震能力的不足已成为制约其广泛应用的关键问题之一。本文以聚碳硅烷为前驱体、二茂铁为催化剂,通过前驱体转化法在制备低密度SiC陶瓷的同时在陶瓷中原位合成SiC纳米线,并采用前驱体浸渍裂解工艺将低密度陶瓷进一步致密化制备原位SiC纳米线增韧SiC陶瓷。实验结果表明,引入原位SiC纳米线后,SiC陶瓷的抗热震性能显著提升,经历30次“室温?1 500℃”的热震循环氧化后其氧化增重率仅为2.53%,相较于纳米线改性前的SiC陶瓷氧化增重率下降了59%。相应的微结构分析表明,合成的SiC纳米线为β-SiC晶型,其中包含部分堆垛层错。纳米线沿<111>方向择优生长,其生长遵循典型的“气-液-固”生长机制。SiC纳米线主要通过纳米线桥连和拔出增韧机制缓解陶瓷制备及高低温交变过程中产生的应力集中,减少裂纹数量和尺寸,进而提升陶瓷断裂韧性和抗热震性能。引入SiC纳米线后,SiC陶瓷内部平均裂纹长度由27.7μm下降至18.2μm,断裂韧性由3.76 MPa·m^1/2增加至7.83 MPa·m^1/2。     

优质陶瓷刀具材料

陶瓷是未来的最新一类刀具材料,其潜力在于高速精加工操作范围宽以及对于难加工材料亦具有切削加工速率。陶瓷刀具材料的发展部分地归于70年代汽车、燃气透平和其他高温结构材料应用所新开发的高温结构陶瓷技术。优质陶瓷即氧化铝、部分稳定氧化锆(PSZ)、碳化硅及氮化硅,但是块状PSZ因硬度有限(努氏硬度～1500Kg/mm~2),不能用作机加工的切割刀具。此外,碳化硅也     

微裂纹复相陶瓷材料的抗热震机制

简要评述了材料内自发微裂纹对抗热震性能的影响及理论评价误差,定性分析了微裂纹化复相材料的抗热震行为机制。     

晶须及颗粒增韧氧化铝基陶瓷复合材料的抗热震性能

对Ａl2O3-SiCw和Ａl2O3-TiCp陶瓷基材料的抗热震笥能进行测试和分析,结果表明：Ａl2O3-SiCw和Ａl2O3-TiCp陶瓷在复合材料基体相比抗热震性能均有较大幅度的提高,其中,Al2O3-SiCw复合材料显示出更为优越的抗裂纹扩展能力与抗循环热震性能,材料增韧效果的差异是产生这一现象的主要原因。     

Ca0.5Sr0.5Zr4（PO4）6低膨胀陶瓷的抗热震性

Ｃａ０．５Ｓｒ０．５Ｚｒ４（ＰＯ４）６陶瓷热震后的强度行为和裂纹扩展依赖于材料的膨胀系数和轴膨胀特性，与Ａｌ２Ｏ３陶瓷的热震行为不同，ＣＳ陶瓷热震后的残留强度大于室温强度。作者提出裂纹部分闭合模式解释了这种现象。利用计算的有效裂纹长度分析了常温强度对临界淬冷温差Δｔｃ的影响。     

热压烧结SiC/C功能梯度材料微观结构及热震性能研究

本文采用粉末冶金法中的叠层法在2000℃,40MPa的热压烧结条件下设计制备了无宏观缺陷的几类具有不同叠层数的块体SiC／C功能梯度材料（FGM）。所得样品结构的SEM图表明材料总体梯度特征显著,相比四层FGM样品,八层FGM样品梯度过渡趋于连续,其相邻层间界面相对模糊淡化,界面处的结合性能良好,十一层FGM样品梯度过渡更加连续线性,相邻层间界面已基本消失。500℃～室温循环淬水实验和有限元理论模拟均表明八层及大于八层的SiC／C FGM体系有效地缓和了内部热应力,具有良好的抗热震性能。     

CaO耐火材料的抗热震性能

采用特种粘结剂,控制工艺参数（如粒度配比、成型压力、烧结温度以及ZrO2添加剂含量等）,制备了CaO耐火材料,测量了力学和物理性能。用中心加热法研究了CaO耐火材料的抗热震性能,结果表明,在合适的粒度分布及烧强温度下,添加ZrO2颗粒能显著提高CaO耐火材料的抗热震性能。     

耐高温填料及增强纤维对材料抗热震性能的影响

高温下金属设备易腐蚀,涂层抗热震性能较差,其使用寿命受到影响.以无机粘接剂为成膜物,金属氧化物为固化剂,加入耐高温填料、增强纤维和添加荆,混合分散均匀,成功制备了一种抗热震性能良好的耐高温钢铁包覆材料.测试了包覆层的显微结构,分析了耐高温填料、增强纤维等对包覆层性能的影响.结果显示:涂覆于钢铁表面的材料经过25次冷热交替试验,抗弯强度保持率在70%以上;材料中的耐高温填料使包覆层的热膨胀系数降低,有助于热流传递,减少了热冲击;增强纤维有利于各物料的连接,提高了包覆层的抗热震性能.     

陶瓷圆球的抗热震参数

在陶瓷材料临界应力断裂理论的基础上，通过求解陶瓷圆球体第三类边界条件的瞬态温度场和瞬态热应力场，研究了陶瓷圆球的热冲击行为，建立了一个引起陶瓷圆球表面临界应力的临界温差表达式，并以此作为陶瓷圆球的抗热震参数。计算结果表明，陶瓷圆球体的临界温差大于相同Biot模数的无限大陶瓷平板的临界温差，但其表面达到临界热应力的无量纲时间远远小于无限大平板的数值。     

陶瓷材料抗热震性研究进展

阐明了陶瓷材料抗热震性研究的重要意义，系统总结了脆性陶瓷抗震性的评价理论，热震断裂机制和设计制造高抗热震陶瓷材料的新近研究成果，并由此得出制作高抗热震陶瓷材料的工程技术途径。     

等离子弧喷涂Al2O3陶瓷涂层低温抗热震性能的研究

为研究等离子弧喷涂Al2O3陶瓷涂层的低温抗热震性能,对不同结构的涂层进行了600 ℃低温热震试验,并分析、探讨了涂层的热震失效机制.结果表明,Al2O3陶瓷涂层低温下热震失效是由层间裂纹或层内裂纹引起的.对于单一Al2O3涂层,涂层与基体的界面是最薄弱处,层间裂纹的萌生及扩展导致涂层自界面处脱落;对于有FeCrAl金属过渡层的涂层,层内粒子间的结合是最薄弱处,层内片层间裂纹的萌生、扩展导致涂层局部脱落.在陶瓷工作层与基体间增加金属过渡层可有效地缓和涂层界面处的热应力,阻碍裂纹的形成及扩展,从而提高涂层的抗热震性能.     

AlN添加量对BN基复合陶瓷热学性能与抗热震性的影响

以BN、SiO₂、AlN为原料, 采用热压工艺制备出BN基复合陶瓷。研究了AlN添加量对复合陶瓷热学与抗热震性能的影响。结果表明: 随着AlN添加量的增加, 复合陶瓷的热膨胀系数呈现先降低后升高的趋势。当AlN的添加量为5vol%时, 复合陶瓷的平均热膨胀系数最小, 为2.22×10^-6/K; 复合陶瓷的热导率则随着AlN添加量的增加呈先升高后降低的趋势, 当AlN的添加量为10vol%时达到最大值。未添加AlN的复合陶瓷热震后的残余强度随着热震温差的增大而升高; 随着AlN的引入, 复合陶瓷热震后的残余强度呈下降的趋势。对于添加5vol%AlN的复合陶瓷, 经1100℃热震后其残余强度为219.7 MPa, 强度保持率为88.9%, 抗热震性良好。     

等离子喷涂ZrO2热障涂层的抗热震性能

为了进一步了解等离子喷涂ZrO2涂层的制备及失效控制措施,提高涂层的使用寿命,研究了涂层在水淬和火焰喷烧两种条件下的抗热震性能.结果表明:水淬条件下垂直裂纹主要分布在距涂层中心12mm范围内,随热震次数的增加,垂直裂纹最终进入次表层,靠近中心处裂纹扩展较快;火焰喷烧条件下垂直裂纹分布在距涂层中心10 mm范围内,随热震次数的增加,裂纹在表面层和次表层界面处发生偏转,中心处裂纹扩展较快;火焰喷烧条件下涂层的抗热震性能优于水淬下,涂层中孔隙的存在加速了两种条件下裂纹的扩展.     

水基流延成型制备ZrB2和ZrB2-20vol% SiC复合材料的微观结构和抗热震性能

研究了水基流延成型和热压烧结制备的ZrB2和ZrB2-20vol% SiC(ZS20)材料的微观结构和抗热震性能.在ZS20材料中分别观察到了Zr-B-C和Zr-B-W固溶相,而在ZrB2材料中并未发现有固溶相.固溶相的形成使得晶格参数减小,因此ZS20材料中ZrB2的衍射峰向高角度偏移.采用淬火法测得ZrB2和ZS20材料的临界热震温度分别为298℃和306℃,并将实验值与理论计算值进行比较.ZrB2基体与SiC第二相及固溶相之间由于热膨胀系数的差异而在材料内部引入应力,因而ZS20材料抗热震性能的实验值低于理论计算值.     

氧化锆纳米等离子涂层的结构与热震性能研究

利用大气等离子喷涂技术, 制备了氧化锆纳米结构和常规结构涂层, 并对涂层的显微结构进行了探查. 结果表明: 纳米结构涂层是由直径为100nm左右的柱状晶粒组成的层状结构; 涂层中存在大量的微裂纹和分布均匀的细小圆气孔. 纳米结构的涂层具有比常规涂层更好的抗热震性能, 其热震行为与常规涂层不同.