碳化硅的性质范文第1篇
Si C陶瓷具有硬度高、强度高、韧性好、耐高温、抗热震、耐腐蚀、抗冲刷、耐磨、重量轻及良好的热传导性能等优点[1], 近年来Si C陶瓷的研究已较为广泛。20世纪50 年代中期, 美国Norton公司的R.A.Alliegro[2]等人就开始研究B、Ni、Cr、Fe、Al等金属添加物对Si C热压行为的影响, 实验表明Al和Fe是促进Si C热压致密化的最有效添加剂。J.M.Bind和J.V.Biggers[3]以B4C作为添加剂, S.Prochazka[4]等人以B或B与C作为添加剂, 采用热压烧结的方法均获得了接近99% 的Si C陶瓷。武安华[5]等采用B, C为烧结助剂, 在1950℃、25MPa的条件下获得了致密度为97.8% 的Si C块体陶瓷, 其抗弯强度和断裂韧性分别为383MPa和4.5MPa·m1/2。但是, 烧结体的显微结构以及力学性能会因添加剂的种类不同而异。与常见的 α-Si C相比, β-Si C具有各向同性结构, 属于低温晶型, 超过1800℃时可转化为 α-Si C, 由于其晶格常数及晶体结构的差异, 故在 β-Sic晶型转换过程中其体积会发生变化, 使组织更为致密, 从而增加碳化硅陶瓷的韧性和强度等综合性能[6,7,8]。本文即是对热压烧结碳化硅陶瓷性能和 β-Si C添加量对Si C陶瓷整体性能影响作一研究。
1 实验部分
1.1 实验设计以及试样的制备和烧结
采用的原料为平均颗粒尺寸1�m的 α-Si C和β-Si C, 向 α-Si C中分别添加 (5%、10%、15%、20%、25%、30%、) 不同含量的 β-Si C, 分别选取4 个烧结压力Ai (40MPa、45MPa、50MPa、55MPa)、4个烧结温度Bi (1880℃、1900℃、1920℃、1940℃)、4个保温时间Ci (30min、45min、60min、75min)三个因素进行考察, 对三个因素取四个水平进行正交分析, 选择L16 (45) 正交表来安排实验, 见表1。将装好粉料的模具放入真空热压烧结炉中烧结, 在600℃以下缓慢升温, 保证坯体中残留水汽及添加剂高分子物质挥发, 600℃时保温0.5h，后以较快速率升温至1600℃，此后, β-Si C晶型开始缓慢转化成 α-Si C, 保温0.5h使得反应更加充分, 然后以相同速率升至烧结温度, 再次保温后, 停止加热随炉自然冷却。温度在1400℃以下时保持炉内真空状态, 真空压力低于10Pa，1400℃时通入Ar气作为保护气氛, 达到烧结温度时, 开始加压, 保压时间为1h。
1.2 试样的性能测试
运用Archimede法测得试样密度, 并根据理论密度计算试样相对密度。利用JSM-5900 扫描电子显微镜 (SEM) 观察试样断面的显微结构。利用万能拉伸试验机三点弯曲法测试抗弯强度。利用维氏硬度计测试硬度, 并采用压痕法计算断裂韧性[9], 以下为计算公式:
其中:KIC— 断裂韧性, 单位MPa·m1/2;HV—Vickers硬度, 单位MPa ;E—弹性模量 (Si C陶瓷约为350GPa);a—菱形压痕对角线长的一半, 单位m ;c—径向裂纹的半裂纹长, m。
2 实验结果与分析
2.1 烧结工艺的正交实验结果分析
根据实验参数表1 中的数据进行试验, 利用正交试验分析法对结果分析, 并进行实验方案的优化, 直观分析法的结果如表2 所示。各列极差R的大小, 用来衡量研究中相应因素对指标影响作用的大小。极差大的因素, 说明它对陶瓷烧结密度所造成的密度差别大, 是重要因素, 而极差小的因素, 则是次要因素。按照极差的大小, 实验中因素的主次顺序是:A > B > C, 即在烧结压力、烧结温度、保温时间一定的范围内时, 烧结压力是影响热压碳化硅陶瓷烧结的主要因素, 烧结温度次要因素, 保温时间再次之。同时从正交分析结果也可以初步得到最优方案。
从表2 可直接看出热压烧结碳化硅陶瓷的工艺参数优选方案条件为A3B2C3, 即当烧结压力为50MPa、烧结温度为1900℃、保温时间为60min时, 烧结密度最优。为验证此方案, 按此烧结条件烧结后得到密度为3.179g/cm3的碳化硅陶瓷, 与16 组实验中烧结条件为A3B2C4所密度最高的陶瓷试样 (3.175g/cm3)比较, 结合SEM图谱 (图1) 可以看到当烧结压力与烧结温度一致时, 保温时间为60min的陶瓷晶界间连接紧密, 气孔排除干净, 晶粒发育充分, 直径在3μm左右, 长度在10μm左右, 并且晶粒之间空隙较少, 而当保温时间延长到75min后, 碳化硅陶瓷材料的晶粒开始粗化, 晶粒进一步长大, 直径在5μm, 长度达到15μm左右, 气孔明显增多, 晶界明显, 气孔率增加烧结密度开始降低。故可知A3B2C3确为最优方案。
2.2 抗弯强度的测试分析
从图2 (a) 中可以看出, 热压烧结陶瓷抗弯强度的变化, 整体上呈现先增加后减小的趋势。这和陶瓷密度的变化趋势基本趋势一致, 可见影响陶瓷抗弯强度的主要因素是密度, 当 β-Si C的添加量从0 增加到10% 时, 陶瓷的抗弯强度从527MPa增加到568MPa，抗弯强度提高41MPa，这说明加入少量的 β-Si C之后, 其烧结后晶粒呈长柱状起到了一定桥联作用, 但提高幅度不大。随着 β-Si C添加量的继续增加到30% 时, 抗弯强度反而降低到532MPa，这是因为当 β-Si C含量相对较多时, 它所产生的长柱状颗粒因为大量生长, 彼此挤压, 形成了较大的空隙, 因而抗弯强度有所降低, 如图2 (b、c) 。
2.3 硬度测试分析
从图3 可以看出, 硬度和体积密度有着同样的变化去趋势, 说明烧结体致密度越高硬度也越高, 根据维氏硬度的计算公式, 加载压力越大, 菱形压痕越小, 其硬度值将会越大, 当陶瓷材料致密度低气孔率高时, 测量硬度的金刚石压头打在气孔多的位置, 其深度比气孔少的位置要深, 深度越深菱形压痕面积越大, 其硬度就越低。
2.4 断裂韧性测试分析
从图4 (a) 可以看出热压烧结陶瓷的晶粒直径在3�m左右, 陶瓷断面只有小部分面积有晶粒撕裂痕迹, 陶瓷断面凹凸不平可见热压烧结陶瓷断裂以穿晶和沿晶结合的方式断裂。热压烧结陶瓷晶粒细小, 断裂时裂纹偏转的路程长消耗的能量多所以不容易穿晶断裂, 另一方面, β-SiC的加入使碳化硅晶粒形成长轴状颗粒, 又容易引起部分穿晶断裂。从表3可以看出热压烧结陶瓷的断裂韧性随着β-SiC含量的增加断裂韧性先增加后减小最后又稍微增加, 从图4 (b) 可以看出当添加适量的β-SiC (10%) 烧结后晶粒成长柱状晶粒起到了一定桥联的作用, 从而起到了略微的增韧的作用。但是当β-SiC含量继续增加时, 随着晶粒的生长, 不仅没有强化“晶粒桥联”现象, 反而破坏了此结构, 可见长柱状颗粒被错断、划断, 可见陶瓷的增韧, 如果没有晶粒之间弱的结合面, 仅有长柱状晶粒, 是不能实现的。
3结论
(1) 确定热压烧结陶瓷最佳工艺参数:烧结温度为1900℃, 保温时间为60 min, 烧结压力为50 MPa, 可以得到陶瓷材料密度为3.179 g/cm3, 抗弯强度为527 MPa, 硬度达27.4 GPa断裂韧性为4.91 MP·am1/2。
(2) β-SiC烧结后晶粒呈长柱状, 添加10%对热压烧结陶瓷的致密度抗弯强度、硬度、断裂韧性均有所提高, 抗弯强度提高了41MPa, 硬度提高了1.9GPa, 热压烧结断裂韧性提高了0.21 MP·am1/2。
(3) 通过SEM对陶瓷断口分析, 可见添加10%β-SiC后, 陶瓷界面断裂是以穿晶和沿晶相结合的方式进行。由于固相烧结的特点, 晶粒之间没有弱的结合面, 仅靠β-SiC所生产的长柱状颗粒进行增韧是不能实现的。
参考文献
[1]戴培, 周平, 王泌宝, 等.碳化硅致密陶瓷材料研究进展[J].中国陶瓷, 2012, 48 (4) :1-6.
[2]Torti M L, Alliegro R A, Richerson D W, et al.Silicon Nitride and Silicon Carbide for High Temperature Engineering Applications[C]//Proc.Brit.Ceram.Soc.1973, 22:129-147.
[3]Bind J M, Biggers J V.The role of the grain boundaries in hot pressing silicon carbide[J].Journal of Applied Physics, 1976, 47 (12) :5171-5174.
[4]Prochazka S.The role of boron and carbon in the sintering of silicon carbide[J].Special ceramics 6, 1975:1975.
[5]武安华, 曹文斌, 马芳, 等.SiC的固相热压烧结[J].北京:北京科技大学学报, 2001.
[6]王晓刚.碳化硅合成理论与技术[M].西安:陕西科学技术出版社, 2001.
[7]Yano T, Budiyanto K., Yoshida K, et a1.Fabrication of silicon carbide fiber-reinforced silicon carbide composite by hot-pressing[J].Fusion Engineering and Design, 1998, 41 (Pt B) :157-163.
[8]Popper P.The Preparation of Dense Self-Bonded Silicon Carbide[M].Heywood London:Special Ceramics, 1960.Niihara K, Morena R, Hasselman D P H.Evaluation
碳化硅的性质范文第2篇
1 氧化硅结合碳化硅耐磨材料的特性
1.1 抗折强度较强
与粘土碳化硅制品的抗折强度相比, 氮化硅结合碳化硅复合材料室温的抗折强度相当于它的两倍。因为无定形相是不包含在内的, 如果温度在1200-1400℃间, 其强度就会有所增加, 与其粘土碳化硅, 其强度是它的9倍。
1.2 抗氧化性良好, 具有较强的耐腐蚀性和耐磨损性
与金刚石、立方氮化硼、碳化硼等物质相比, 氮化硅、碳化硅的显微硬度是略小于他们的硬度, 除此之外, 氮化硅的摩擦系数相对较小, 同时其自身具有一定的自润滑性, 因此, 氮化硅结合碳化硅材料的化学性能较好, 除了氢氟酸, 其可以承受几乎所有的无机酸和某些碱液腐蚀, 粘土碳化硅制品与其相比, 抗氧化性就不太理想。对于熔融有色金属的侵蚀氮化硅结合碳化硅是具有一定的抵抗力的, 铝和铝合金熔液都不能将其润湿, 高温电具有较好的绝缘性能。
1.3 高温抗蠕变性比较好
在制造过程中, 氮化硅结合碳化硅复合材料会出现尺寸变化, 并且会控制在1%以下, 同时因为缺少玻璃相, 因耐火材料高温变形的情况不会出现, 因此也不会出现制品变形和废品[2]。
1.4 抗热震性较好
碳化硅的导热性能是非常好的, 氮化硅的热膨胀率是非常低的, 因此氮化硅结合碳化硅复合材料就具有较好的抗热震性能。在冷热循环使用的整个过程中, 尺寸发生的变化较小, 将温度由1300℃冷却到20℃或者对其进行数百次的加热循环其也不会受到破坏。这种情况况下, 可以不用担心窑具被破坏, 可以将烧成周期大大缩短。
2 氮化硅结合碳化硅材料的生产
氮化硅结合碳化硅的性质是非氧化物陶瓷材料。与氧化物陶瓷相比, 其存在不同的特点, 共价键之间的结合是非氧化物陶瓷材料原子间的主要形态, 所以其硬度、模量、蠕变抗力都是很强的, 此外, 这些性能可以在高温状态下继续存在, 这些优势是氧化物陶瓷不能相比的。氮化硅结合碳化硅材料是一种机械结合, 即是针状或纤维状Si3N4包裹了细粒Si C并与碳化硅结合形成的。现阶段, 氮化硅结合碳化硅已经成为了陶瓷窑炉主要的耐火材料, 并且已经被广泛的应用了, 孰土结合碳化硅和氧化物结合碳化硅材料逐渐被取代, 此外, 由于其价格适中, 因而其与再结晶或重结晶碳化硅相比, 市场前景更加广阔。
3 矿山机械中氮化硅结合碳化硅耐磨材料的应用
现阶段, 矿山机械技术获得进步的一个主要因素是新材料和新工艺的广泛运用。矿山机械的易磨损部位更适合使用氮化硅结合碳化硅材料, 尤其是作业环境下有腐蚀、高温情况更适合使用此类材料。
3.1 在砂浆泵中的应用
砂浆泵被应用在矿山张, 完成采矿、清淤, 输送尾、精矿砂、灰渣、煤泥等工作, 这些工作的磨蚀非常强、渣浆的浓度非常高或者渣浆的腐蚀性较强, 因此需要选择高耐磨或耐腐蚀性能的材料。现阶段, 高铬铸铁被应用在国内大部分渣浆泵的耐磨零部件中, 其使用寿命在1~2个月之间, 为了将其使用寿命延长, 不断对泵用材料进行升级, 如由铸铁发展到特种金属合金和橡胶制品, 然后再发展到工程塑料、陶瓷等典型非金属材料, 砂泵可以通过改性聚氨酯弹性体将自身的使用寿命延长为3~10倍;并且氮化硅结合碳化硅材料可以作为叶轮、泵壳以及密封件, 其使用寿命可以被提高到10至数十倍[3]。现阶段, 国内中已经有了成功的使用进口氮化硅结合碳化硅陶瓷材料叶轮的例子, 但是在国内, 生产此中类型泵的厂家是很少的。
3.2 在水力旋流器中的应用
氮化硅结合碳化硅陶瓷可以应用的范围特别广, 如可将其用在水力旋流器的沉砂口和内衬、喷嘴、耐磨板等地方, 将国外公司生产的碳化硅复合材料用于制作水力旋流器沉砂口, 此水力旋流器沉砂口具有最小的冲击和其他应力, 与常用的橡胶件相比, 其磨损速度比较低, 其寿命是橡胶件的5~8倍, 与上年同期相比, 水力旋流器给料泵机件的单位修理费降低了约58%, 劳动工资和磨损环的费用在一定程度上被节省。该公司接下来的计划是在水力旋流器给料盘和棒磨机给料溜槽衬里应用碳化硅复合材料。
3.3 在重介质旋流器中的应用
重介质旋流器分选原煤的环境是比较复杂的, 其所处的速度与密度场都是比较复杂的, 所以旋流器内壁的磨损形式具有较强的复杂性, 其中冲蚀磨损的类型是多种多样的, 如撞击磨损、微切削磨损、腐蚀磨损和表面疲劳磨损等。此外, 存在多种因素影响旋流器的内壁磨损。氮化硅结合碳化硅陶瓷衬里的优化也可以利用此来完成。
4 结束语
氮化硅结合碳化硅材料需要努力的方面还包括很多, 如成型技术、粘结喷涂工艺以及降低生产成本等, 主要目的是保证在矿山机械应用中灵活性和适用范围的提高。在未来发展中, 机械制造工艺的提高是我国需要做的事情, 将高性能的矿山机械研制出来, 为了保证机械性能和机械作业率的提高, 需要不断的更新和发展耐磨材料的机械材质, 从而实现节约、高效综合利用矿产资源的目的。
摘要：在我国, 机械的材料材质一直都是矿山机械制造的核心问题之一。与耐磨铸钢相比, 碳化硅的硬度比其大很多, 其典型的特点是高度的耐磨性、耐高温性与高度耐腐蚀性, 此材质可以用来制作旋流器、砂浆泵、挖掘机等一些耐磨的部件, 为了将矿山机械很好的应用于实际操作中, 需要不断地优化产品的结构, 包括其均匀性、冲击韧性、以及同其他部件之间的连接性能等。
关键词：矿山机械,氮化硅结合碳化硅耐磨材料,应用
参考文献
[1]刘景林.由碳化硅及氮化硅制造的陶瓷材料的强度[J].耐火与石灰, 2013 (04) :18-19.
[2]张力强.粉体粒度对重介质旋流器氧化铝陶瓷衬里耐磨性的影响[J].煤炭技术, 2013, 29 (01) :134-137.
碳化硅的性质范文第3篇
为了获得高品质纳米碳化硅颗粒,人们开发了多种纳米碳化硅制备技术。武向阳等[4]以酚醛树脂和正硅酸乙酯为原料,利用溶胶-凝胶法制备出纳米碳化硅前驱体,然后在氩气气氛下1300℃碳热还原制备出碳化硅纳米颗粒。Koc等[5]利用负载二氧化硅的碳作前驱体,在1600℃经碳热还原反应生成SiC纳米颗粒。Kamlag等[6]以硅烷和乙炔为前驱体,采用激光辅助的化学气相沉积,得到了立方晶型的SiC纳米颗粒。Hu等[7]利用活性炭、SiCl4和金属钠在600℃作用生成了SiC纳米颗粒。Nathalie等[8]利用激光照射前驱体[(CH3)nH3-nSi]2O(n=2,3),2000℃热分解该聚合物,生成SiC纳米颗粒。然而,目前纳米碳化硅制备技术都存在制备工艺比较复杂、成本较高等问题,从而限制了纳米碳化硅在很多领域中的应用。因此,寻求一种廉价简单的碳化硅纳米制备技术具有重要的现实意义。
煤是一种储量丰富、价格低廉的化石资源,可以用作制备碳化硅的原料。王晓刚等[9]利用低变质烟煤和二氧化硅制备碳化硅,李凝芳等[10]利用硅质煤矸石和炭黑为原料制备碳化硅微米粉,潘顺龙等[11]利用水玻璃包覆炭黑颗粒的方法制备出碳化硅超细微粉,Wang Jie等[12]利用煤焦和石英为原料制备碳化硅。但以煤为原料制备高品质碳化硅纳米颗粒尚未见报道。
本实验旨在研究以廉价的煤和硅酸钠为原料,通过碳热还原的方法制备高品质纳米碳化硅。为了增大二者的接触面积,提高纳米碳化硅的形成速率,本课题组使用了Fe-(NO3)3·9H2O催化剂,并考察了催化剂用量对碳化硅颗粒的尺寸、比表面积以及结构和形貌的影响。同时采用X射线分析衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、荧光光谱仪(PL)和低温氮吸附-脱附等技术对所制备的碳化硅样品进行了表征。
1 实验
1.1 实验原料
实验采用的煤的工业分析和元素分析数据见表1。
硅酸钠(Na2SiO3·9H2O),分析纯,天津市光复精细化工研究所; 硝酸铁(Fe(NO3)3·9H2O),分析纯,天津市北辰方正试剂厂;35%～38%浓盐酸,分析纯,太原化肥厂化学试剂厂;HF水溶液,分析纯,国药集团化学试剂有限公司。
1.2 制备工艺
煤样中灰分的含量高达30.18%,使用前需将灰分预处理掉,先经由倾斜式高速万能粉碎机粉碎,然后用氢氟酸和盐酸浸泡48h,水洗烘干待用。
将硅酸钠溶于少量的蒸馏水中,再向其中加入煤样(煤样与硅酸钠的物质的量比值为5),磁力搅拌均匀,然后向其中加入Fe(NO3)3·9H2O溶液,90℃磁力搅拌至混合均匀,直到混合物变粘稠,混合物120℃烘干、研磨后得到碳化硅前驱体;将前驱体放入氧化铝管式高温炉中,在流量为20mL/min的氩气保护下,先以10℃/min的升温速率升温至1000℃,再以2℃/min的升温速率升至1300℃,恒温6h,冷却至室温。将反应后的初级产物取出,在马弗炉中于700℃灼烧6h,除去未反应的碳,然后用氢氟酸、盐酸除去样品中的其它杂质。
1.3 材料表征
采用日本理学Rigaku D/Max-rB型X射线衍射仪表征样品的晶体结构,Cu Kα靶(40kV,100mA,λ=0.15406nm);采用低温氮吸附-脱附表征样品的比表面积;采用JEOL-2010 型透射电子显微镜(TEM)表征碳化硅纳米材料的形貌与结构;室温下,采用荧光光谱仪(日立F-7000)表征样品的荧光性能。
2 结果与讨论
2.1 XRD表征
本实验制备的所有碳化硅样品均为浅绿色粉末,表观密度约为0.1g/cm3。图1 为样品(n(Fe)/n(Si)=0.01)的X射线衍射图,可以看出该样品在2θ=35.7°、41.4°、60.0°、72.0°、75.6°处出现衍射峰,分别对应于β-SiC的(111)、(200)、(220)、(311)和(222)晶面。在XRD谱图中没有出现其它的衍射峰,说明制得的碳化硅不含其它杂质。此外,在2θ=33.6° 处的衍射峰(用SF标记)对应于碳化硅晶体中的堆积缺陷[13]。
2.2 SEM和TEM表征
图2为样品(n(Fe)/n(Si)=0.01)在不同放大倍数下的扫描电镜照片。从图2(a)中可以看出,SiC样品主要由大小不等的颗粒组成,其中小颗粒尺度在纳米数量级,而大颗粒尺寸在微米数量级,没有发现存在其它形貌(如线状物结构)。高倍扫描电镜结果显示(如图2(b)所示),这些尺寸在微米级的大颗粒是由很多纳米级的小颗粒聚集在一起形成的。由于扫描电镜样品是直接将碳化硅粉末撒在导电胶上,即样品没有经过超声分散过程,因而在扫描电镜图片中出现由纳米颗粒聚集在一起形成的大颗粒。扫描电镜结果显示样品(n(Fe)/n(Si)=0.01)是由颗粒尺寸约为数十纳米的不规则颗粒组成。采用EDS技术对纳米颗粒的化学组成进行表征,结果显示,这些小颗粒主要是由C和Si两种元素组成,且原子个数比近似于1,进一步证明扫描电镜所观测到的纳米颗粒是纯的碳化硅。
采用TEM技术对样品的结构和形貌作进一步表征,图3为碳化硅样品(n(Fe)/n(Si)=0.01)的透射电镜图像。从图3中可以看出,所取样品中的β-SiC主要是一种近似球形的颗粒,颗粒之间相互衔接,但颗粒分布比较均一,颗粒尺寸约为20～60nm。
然而在前人的研究中,同样采用Fe作为催化剂,采用化学气相沉积法得到的碳化硅是纳米棒[14];而采用多孔硅凝胶和活性炭粉末混合物,经碳热还原后得到碳化硅纳米线[15]。由此可见,制备方法和原料组成对最终产物的形貌和结构有很大的影响。
2.3 催化剂Fe含量对碳化硅形貌和性能的影响
在采用溶胶-凝胶法和碳热还原法制备纳米结构碳化硅的研究中发现[4],催化剂的种类和含量在很大程度上决定着碳化硅产物的结构和形貌。在本实验中也考察了金属铁含量对碳化硅产物的结构、形貌、颗粒尺寸和比表面积等的影响。
图 4 为样品比表面积与催化剂Fe(NO3)3·9H2O含量的关系曲线图。从图4中可以看出,当n(Fe)/n(Si)=0.01时,制得的碳化硅颗粒比表面积最高,为32m2/g,当二者的比值小于或大于0.01时,制得的碳化硅颗粒比表面积都呈下降趋势,当二者的比值大于0.02时,随着催化剂Fe-(NO3)3·9H2O的增多,比表面积下降很慢,几乎都维持在13m2/g左右。
图5为根据XRD谱图(D=Kλ/(βcosθ))计算(在2θ=60.0°处)的碳化硅颗粒粒径与催化剂Fe(NO3)3·9H2O含量的关系曲线图。从图5中可以看出,当n(Fe)/n(Si)=0.01时,制得的碳化硅颗粒粒径最小,为22.7nm,当二者比值小于或大于0.01时,碳化硅颗粒粒径都呈增大趋势。颗粒越大,比表面积越小,这与催化剂Fe(NO3)3·9H2O含量对样品比表面积的影响相吻合。
图6为在激发波长为385nm时不同催化剂含量制得的碳化硅样品的荧光光谱图。从图6中可以看出,所有样品的发射中心均在450nm左右,其对应的禁带宽度(2.76eV)远远大于块体β-SiC的禁带宽度(2.30eV)[16]。当Fe(NO3)3·9H2O和Na2SiO3·9H2O的物质的量比从0.005增加到0.02时,发光强度也逐渐增强,但是当二者的比值增加到0.05时,发光强度急剧下降,这可能是与催化剂含量很大时制得的样品颗粒很不规则、比表面积较小有关。
由于碳化硅材料的缺陷对于其热传导、扩散性和机械强度等方面有明显的影响[17,18],因此,结构缺陷的研究是碳化硅材料表征的重要组成部分之一。在XRD技术中,通常可以用2θ为33.6° 处的衍射峰衍射强度和41.4°处的衍射峰衍射强度之比来评价SiC堆积缺陷密度[19],比值越大,表明样品中缺陷越多。图7是不同n(Fe)/n(Si)制备的碳化硅样品中堆积缺陷与Fe含量的关系图。从图7中可以看出,本实验条件下制备的碳化硅样品的堆积缺陷都比较少[20],并且样品中的堆积缺陷与Fe含量关系密切。
3 结论
以Fe(NO3)3·9H2O为催化剂,廉价的煤炭为碳源,将二者浸渍在饱和的硅酸钠溶液中并加热搅拌至粘稠状,烘干后得到碳化硅前驱体,前驱体经碳热还原反应后得到β-SiC颗粒。催化剂含量对制得碳化硅的比表面积、颗粒尺寸、荧光性能以及堆积缺陷等性能有显著影响。当n(Fe)/n(Si)=0.01时,制得的碳化硅颗粒比表面积最高,为32m2/g。
摘要：以廉价的煤和Na2SiO3.9H2O为原料,辅以Fe(NO3)3.9H2O为助剂,在1300℃氩气气氛下通过碳热还原反应制备出碳化硅纳米颗粒。采用X射线分析衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、荧光光谱仪(PL)和低温氮吸附-脱附对所制备的碳化硅样品进行了表征。结果表明,制得的β-SiC纳米颗粒尺寸介于20～60nm,当n(Fe)/n(Si)=0.01时,碳化硅颗粒比表面积最高,为32m2/g。
碳化硅的性质范文第4篇
碳化硅(SiC)陶瓷作为一种重要的先进陶瓷,具有优良的高温力学性能,抗氧化性强、耐磨损性好、热稳定性佳、热膨胀系数小、热导率大、硬度高以及抗热震和耐化学腐蚀等优良性能,被广泛应用于精密轴承、密封件、气轮机转子、喷嘴热交换器部件及原子热反应堆材料等,并日益受到人们的重视。
碳化硅由于其强共价键结合特点,很难致密。对于固相烧结,必须添加硼、碳等烧结助剂,在2100℃以上的高温下烧结,才能顺利完成致密化过程。亚微米高纯碳化硅粉是制备高性能碳化硅陶瓷的原材料,其粉体平均中位径小于0.7μm,比表面积大于15m2/g,碳化硅含量大于97%。小尺寸效应使其具有易烧结的性能,但比表面积大和易团聚现象使烧结助剂不容易均匀的分散于基体中。如果解决不好助剂在碳化硅粉体中的分散问题,将导致对其陶瓷微观结构的均匀性产生很大的影响。固体碳源如石油焦、碳黑等,价格低廉,易于储存和运输,相对于液态碳源有特有的优势。但分散的问题如果不能很好的解决,则无法使用。
观察陶瓷粉体的分散程度一般采用沉降法,也有用粒度分析法、浆料流变特性测试法的报道[1,2,3,4,5,6]。在陶瓷料浆悬浮液中,粉体的稳定分散主要是通过静电稳定、空间位阻或静电空间位阻效应来实现。用于水性体系的分散剂可分为三类:无机分散剂、有机小分子分散剂和高分子分散剂(超分散剂)[7,8]。本实验研究通过沉降实验对3种固体碳源在3种分散条件下,分布于SiC微粉料液中的均匀分散程度进行分析,同时观察测量料浆pH值对分散的影响,根据实验结果提出最适用的碳源和分散剂。
1 实验
1.1 样品制备
实验所用SiC微粉采用自制亚微米级SiC粉(D50=0.6μm,D95≦2μm,比表面积>15m2/g,SiC含量≧97%)。加入蒸馏水,搅拌均匀,制备成含碳化硅质量分数为15%的浆体备用。分散剂为美国Vanderbilt公司的陶瓷专用分散剂Darven.C,成分为聚甲基丙烯酸酯铵盐水溶液和焦磷酸钠(Napp)(市售化学纯试剂)。碳源为石油焦,碳黑,石墨;分散介质为蒸馏水(水)。石油焦采用炼油厂副产品,晶粒为层片状,经过搅拌磨细化后平均粒径约为1～2μm。碳黑为市售化工产品,粒径为几十纳米。石墨亦为市售品,晶粒为粗糙的块状,平均粒径约为80～300μm,经研磨后粒径小于1μm。3种碳源材料的显微形貌(见图1)。
a.石油焦;b.碳黑;c.石墨(原料)
1.2 实验过程
将配制好的质量分数为15%的SiC泥浆,装入大烧杯中,用磁力搅拌器物理搅拌30min后,均匀倒入9支同样的试管中,使泥浆液面高度一样(使各试管中含碳化硅粉量基本相同)。按照碳化硅固相烧结所需添加碳的比例,用电子天平称量3种碳源各3份,分别加入9支试管中。再用电子天平称量Darven.C (以下简称D.C)和Napp两种分散剂各3份,质量为试管内碳化硅粉质量的2‰,分别加入已加入3种碳源的试管中。分散条件与碳源分布情况(见表1)。
9支试管经过略微搅拌后,整体进行超声振荡30min,然后静置沉降,每12h测量一次泥浆沉降高度和分层液的高度及pH值,观察7～10日。
2结果及讨论
2.1 沉降结果分析
2.1.1 对于没有加入分散剂的3个试样(1#,2#,3#):加入石油焦和石墨的试样在10h左右就已经基本沉降为致密层,上层液澄清;加入碳黑的试样缓慢沉降,中层液为灰色,上层液为浅灰色,经过94h基本沉降为致密层。结果显示,碳黑的分散性>石油焦>石墨,不加分散剂石油焦和石墨样品沉降速度过快,无法满足实际生产需求。
2.1.2 加入Darven C的3个试样(4#,5#,6#):加入石墨的试样沉降最快,在10h左右已基本沉降为致密层,而石油焦和碳黑两个样缓慢沉降,石油焦的中层液为灰色,经过82h基本沉降为致密层。碳黑的沉降最缓慢,经334h基本沉降,中层液仍呈黑色;结果显示,加入Darven C的3种碳源分散性碳黑>石油焦>石墨,石墨不满足要求。
2.1.3 加入Napp的3个试样(7#,8#,9#):碳源为石墨的试样沉降最快,经过1 0h已经基本沉降,而石油焦和碳黑的两个试样缓慢沉降,石油焦试样在166h时基本沉降,中层液呈浅灰色,且管壁有泥浆色斑点附着,碳黑的试样在250h时基本沉降,中层液呈浅黑色。结果显示,加入Napp的3种碳源分散性碳黑>石油焦>石墨,石墨不满足要求。
2.1.4 选取分散较好的5个试样(2,4,5,7,8号试样),从沉降致密层高度和浑浊液层高度综合比较,分散最好依次是5号(碳黑,D.C)>8号(碳黑,Napp)>7号(石油焦,Napp)>2号(碳黑,无分散剂)>4号(石油焦,D.C)。各试样浑浊液层高度随时间的变化(见图2)。
3结论
3 种碳源中碳黑的分散性最好,石油焦次之,石墨无论在何种分散条件下均无法满足稳定分散的要求。
分散剂的加入对3种碳源有不同效果和不同程度的影响。对于碳黑,Darven C和NaPP的分散效果很接近;而对于石油焦,NaPP明显优于Darven C。石墨对分散剂的反应不敏感。
摘要：碳化硅固相烧结必须添加C、B烧结助剂,才能促进碳化硅的致密。而烧结助剂在碳化硅粉体中间的分散是影响碳化硅陶瓷结构是否均匀以及能否提高其力学性能的关键。本文研究3种固体碳源材料石油焦、碳黑和石墨粉末在固含量为15％的碳化硅浆料中的分散行为。用沉降实验数据比较无分散剂、加入分散剂焦磷酸钠或Darven C3种不同分散条件下,固体碳源粉体的分散性。实验结果表明:分散剂的加入对SiC浆料分散效果有很大影响,3种碳源中碳黑分散最好;最佳分散组合为碳黑加入Darven.C。
关键词：碳化硅,碳源,分散剂,沉降实验,分散效果
参考文献
[1] 王晓刚等.SiC微粉在水介质中的分散研究[J],西安科技大学学报,2003,23(2) :175-178
[2] 吉晓莉等.pH值对包覆改性SiC料浆分散特性和流变性的影响[J],硅酸盐学报,2004,32(2) :113-117
[3] 郭小龙,陈沙鸥,戚凭.纳米SiC水悬浮液稳定性研究[J],青岛大学学报,2001,14(1) :29-33
[4] 刘含莲等.纳米陶瓷粉末的液相分散研究[J],工具技术,2004,38(6) :8-11
[5] 苏小红,周波,武七德等.碳化硅粉体表面改性对分散性能的影响研究[J],中国粉体技术,2007,(5) :27-30
[6] 宋春军,徐光亮,熊昆.有机分散介质中纳米SiC粉体稳定悬浊液的制备[J],中国粉体技术,2007,(5) :21-23
[7] 张清岑,黄办萍.水性体系分散剂应用新进展,中国粉体技术,2005,6(4) :32-35
碳化硅的性质范文第5篇
泡沫陶瓷材料于20世纪70年代由美国科学家发明,是一种气孔率达70%～90%,具有联通气孔和三维空间网架结构的新型非金属多孔材料[1,2,3]。与普通陶瓷相比,泡沫陶瓷具有比表面积大、隔热性能好、耐腐蚀性强、绝缘性能优良等特点[4,5,6],在化工、冶金、生物等领域用于汽车尾气的净化及消声、石化精炼及熔融金属液过滤、催化剂载体等方面。碳化硅(SiC)泡沫陶瓷除具有普通泡沫陶瓷的特点外,还具有优异的抗热震性、热膨胀系数低及机械强度高等优点,是目前应用最广泛的泡沫陶瓷材料之一[7,8,9]。
制备SiC泡沫陶瓷常用的工艺方法主要有造孔剂法、有机泡沫浸渍法、溶胶-凝胶法等[10]。目前SiC泡沫陶瓷的相关研究已经取得了很大成果,但仍存在着许多问题,如气孔率和抗压强度之间的不均衡、陶瓷体的稳定性差、高温使用强度低、烧结温度高等,制约了该材料的应用范围[11]。目前,已有的实验研究表明[4,12,13,14],可以通过添加合适的烧结助剂,如添加变价金属氧化物,在烧结过程中形成低共熔点液相,通过优化工艺参数可降低SiC泡沫陶瓷的烧结温度,改善其性能。杨莹等[15]以Al2O3-Y2O3为烧结助剂,在1 700℃制备的Si C泡沫陶瓷的抗压强度最高达2.48 MPa,探讨了烧结助剂含量对SiC泡沫陶瓷的抗压强度的影响规律。刘岩等[16]以SiC、Al2O3和膨润土为原料制备了SiC泡沫陶瓷,所得陶瓷孔径介于3 mm左右,抗弯强度达2.87 MPa,耐火温度高达1 700℃,该研究发现提高挂浆量是获得高强度SiC泡沫陶瓷的关键因素。
采用工艺简单、成本较低的有机泡沫浸渍法制备SiC泡沫陶瓷,SiO2和Al2O3为烧结助剂,研究了烧结助剂含量和烧结温度对SiC泡沫陶瓷的显微组织与力学性能的影响规律。
1 试验原料及方法
1.1 原料
试验所用原材料为α-SiC粉(平均粒径约为1 um),Al2O3粉体和SiO2粉体为烧结助剂(分析纯,99%),硅溶胶(含20%SiO2),羧甲基纤维素(白色絮状固体),15%NaOH溶液,5%聚乙烯醇。烧结助剂(Al2O3+SiO2)含量质量分数分别为10%、20%、30%、40%,在1 450℃下无压烧结;然后在烧结助剂含量质量分数为30%的前提下,分别以1 350℃、1 400℃、1 450℃和1 500℃无压烧结。
1.2 试验方法和测试
有机泡沫浸渍法制备SiC泡沫陶瓷工艺流程如图1所示:
选择孔密度均匀、弹性良好、亲水性较强的聚氨酯有机泡沫为前驱体,在60℃NaOH(15%)溶液中水解,然后用5%的聚乙烯醇溶液改性,捞出自然晾干。将原料、烧结助剂和溶剂混合,球磨湿混24 h后,获得高固相含量的SiC陶瓷浆料。将改性好的有机泡沫充分挤压,去除空气后完全浸入浆料中,反复吸收,直至饱吸,将浸满浆料的泡沫放在两玻璃板之间,平行挤压,排除多余浆料,使其不发生堵孔,将得到的素坯在常温下自然晾干,在无压烧结炉中进行烧结。
试样的抗压强度在WDW-200型电子万能试验机测试,压头速率为0.5 mm/min;采用X射线衍射仪(XRD)分析试样的物相,工作电流为200 mA,工作电压40kV,扫描速度为5°/min,扫描范围为10°～90°;采用煮沸法测定试样的气孔率;在扫描电镜下(SEM,荷兰Philips公司生产的FEI Sirion200)观察试样的微观形貌,加速电压为10 kV,试样需喷金。
2 结果与分析
2.1 力学性能分析
图2为SiC泡沫陶瓷(助剂含量质量分数为30%)的抗压强度、气孔率与烧结温度之间的关系图。如图所示,随着烧结温度的升高,材料的气孔率逐渐下降,抗压强度呈先增大后下降的趋势,在温度为1 450℃时抗压强度达最大值,为3.64 MPa。
SiC泡沫陶瓷中引入Al2O3+SiO2助剂后,有利于降低烧结温度,促进莫来相的生成。因此,随着温度的升高,SiC的烧结程度提高,SiC晶粒结合更紧密,同时也生成更多的莫来石相,有利于抗压强度的提高。当烧结温度达到1 500℃时,由于Si C氧化生成SiO2的比例增大,大量的脆性SiO2的生成使SiC泡沫陶瓷的抗压强度下降。因此,当助剂含量质量分数为30%时,SiC泡沫陶瓷最佳的烧结温度为1 450℃。
在烧结温度为1 450℃条件下,SiC泡沫陶瓷的抗压强度、气孔率与烧结助剂含量之间的关系图如图3所示。如图所示,随烧结助剂含量的增加,抗压强度呈先上升后下降趋势,助剂量为30%时达最大值,而气孔率则呈下降趋势。
SiC泡沫陶瓷中添加助剂Al2O3+SiO2后,可通过液相烧结提高材料的致密度。随着助剂含量的增加,以及氧化生成的SiO2也逐渐增多,在高温作用下,生成的玻璃相可自由流动,填充到有机泡沫挥发后的气孔中,导致气孔率逐渐下降。本实验中当Al2O3和SiO2总含量质量分数为30%,在1 450℃条件下反应得到的Si C泡沫陶瓷抗压强度最高为3.64 MPa。当助剂含量质量分数增加至40%时,可能形成了过量的SiO2,脆性的玻璃相导致抗压强度明显下降。
2.2 物相分析
图4是助剂总量为30%在1 450℃、1 500℃烧结后试样的XRD图谱。由图中可以看出,泡沫陶瓷中主晶相为SiO2及碳硅石,还有少量的莫来石相生成,随着温度的升高,莫来石相略有减少。
材料中的SiO2主要是SiC经氧化生成,碳硅石是SiC的一种同分异构体,它具有较好的抗热震性和高温稳定性[13]。因此,碳硅石的生成有利于SiC泡沫陶瓷性能的提高。而较多的脆性SiO2相存在于材料中,会降低泡沫陶瓷的抗压强度,所以应尽量避免生成大量的SiO2相。莫来石相的生成是由所加入的Al2O3与SiO2反应生成,SiO2一部分来自烧结助剂,一部分来自于SiC的氧化生成。S.Akpinar etal[3]研究发现由SiC表面氧化生成的Si O2可以促进Al2O3生成二次莫来石相,材料烧结可实现固液烧结同时进行,有利于降低SiC的烧结温度,并促使SiC转化为碳硅石。
2.3 显微组织
图5为助剂含量质量分数分别为30%、20%的试样烧结后的表面形貌图。从图中可以看出,SiC泡沫陶瓷以封闭多边形为结构单元,各单元相互连接形成三维联通结构,孔尺寸介于2～3 mm,结构均匀,孔筋完整,水可自由通过。图a堵孔少,且孔筋连接较为完整,表明适当的增加烧结助剂含量,有利于SiC晶粒生长发育及组织的均匀化。
图6为SiC泡沫陶瓷的孔筋形貌图。如图所示,孔筋结构完整,其上有许多大小不一的孔洞。孔洞的形成主要是由于温度升到600℃左右时,聚氨酯泡沫分解挥发形成的。孔洞使材料的孔隙率升高,同时使抗压强度下降。在适当的烧结温度下烧结,有利于SiC晶粒生长发育,可使孔隙率下降。
图7是烧结助剂含量质量分数为30%、20%的SiC泡沫陶瓷SEM图片。由图可以看出,随着助剂含量的增加,材料的孔隙减少,烧结程度增加。当烧结助剂含量质量分数为20%时,材料中所生成的液相少,材料致密度低。随着助剂含量增加,助熔效果升高,生成的液相有利于材料的传质过程,致密度上升。在烧结温度相同的情况下,助剂含量的增加可以使Si C泡沫陶瓷的显微结构更加致密。
3 结论
(1)采用Al2O3-SiO2为烧结助剂制备SiC泡沫陶瓷,助剂含量质量分数为30%时,最佳烧结温度为1 450℃。SiC泡沫陶瓷材料的抗压强度可达到最大值,为3.64MPa。
(2)SiC泡沫陶瓷材料在烧结过程中,Al2O3与SiO2反应生成莫来石相,有利于材料实现液相烧结,抗压强度和致密度增加。
摘要：以α-SiC为原料,Al2O3及SiO2为烧结助剂,采用有机泡沫浸渍法制备SiC泡沫陶瓷,研究了烧结助剂含量及烧结温度对SiC泡沫陶瓷显微组织与性能的影响规律,试验结果表明,在1 450℃、烧结助剂含量的质量分数为30%的条件下制备的SiC泡沫陶瓷显微结构均匀,具有较好的力学性能,抗压强度最高达3.64 MPa。在烧结过程中,所引入的烧结助剂有利于实现液相烧结与降低烧结温度。
碳化硅的性质范文第6篇
1 实验
1.1 材料
α-绿碳化硅 (400~500目) 工厂购入, 碳化硅粉末生产用各种化学试剂均为市售品, 十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠, 纯水。
1.2 设备与仪器
碳化硅粉末生产用各种常规装置, 加装超声波发生器的水力分级装置。扫描电子显微镜 (SEM) 。
2 结果与讨论
2.1 化学分散
化学分散是目前碳化硅粉末工业生产中常用的方法, 它是利用化学分散剂与悬浮液中的碳化硅颗粒的化学及物理作用, 来减少料浆中碳化硅粉末的团聚, 以利于粉末产品的水力溢流分级。常用的化学分散剂有磺酸钠、泡花碱、阿拉伯树胶等。十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠是一种阴离子表面活性剂, 它具有优良的去污、乳化、润湿、增溶和发泡性能, 已广泛用于液体洗涤剂领域。本研究对十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠以及上述常用化学分散剂的分散效果进行了系统研究。图1给出了不同化学分散剂分散后所制备的碳化硅粉末的微观形貌, 由图可以看出, 使用常规化学分散剂的碳化硅颗粒表面粘附着大量的纳米级颗粒 (图1a) , 而采用十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠作为分散剂时, 微米级碳化硅颗粒表面粘附的纳米级颗粒明显较少 (图1b) , 由此可知, 十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠对于碳化硅粉末具有较好的分散效果, 但大颗粒表面仍然存在一定量的细小碳化硅颗粒。
2.2 物理分散
超声波具有能量大、穿透能力强、方向性好等特点, 在纳米材料制备及分散领域应用较为广泛。本文研究了超声波技术对碳化硅粉末的物理分散作用。图2给出了仅采用超声波物理分散后的碳化硅粉末的微观形貌, 由图可以看出, 采用超声波物理分散的碳化硅颗粒表面粘附的纳米级颗粒较少, 尤其是尺寸相对较大的纳米级颗粒几乎完全去除, 但尺寸较小的纳米级颗粒仍然大量粘附于大颗粒表面。由此可知, 超声波的空化作用可使碳化硅大颗粒表面的大尺寸纳米级颗粒剥落、分离, 但对于细小纳米级颗粒的分散效果并不理想。
2.3 物理化学联合分散
鉴于单一化学分散和单一物理分散都难以实现微米级碳化硅颗粒表面的纳米级颗粒的有效分离, 本研究提出了物理、化学联合分散技术, 首先利用纯水、十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠将碳化硅粉末进行浆化, 同时进行化学分散, 然后利用超声波的空化作用对碳化硅粉末进行物理分散。图3给出了经物理、化学联合分散后碳化硅粉末的微观形貌。由图可以看出, 碳化硅粉末表面非常干净, 在大颗粒表面几乎看不到细小颗粒的粘附, 由此可知, 采用物理、化学联合分散技术能够实现微米级碳化硅颗粒与其表面粘附的纳米级颗粒有效分离, 可以获得高品质的碳化硅粉末。
2.4 规模化生产
在上述研究基础上, 通过设计、制造浆化及化学分散装置, 以及在常规的水力溢流分级设备上加装超声波发生器, 将超声波技术引入水力溢流分级系统, 并确定所装超声波发生器的功率、频率、数量、位置等关键参数, 使水力分级设备同时具备了物理分散与水力分级的功能, 结合工艺放大化研究, 建设完成了碳化硅粉末生产线, 实现了其规模化生产。所制备碳化硅产品纯度高, 颗粒表面干净, 比表面积小, 同时具有良好的流动性与成型工艺性及烧结性能。图4给出了其生产工艺流程框图。表1给出了所制备碳化硅粉末产品的主要技术性能指标。
3 结语
在碳化硅粉末生产过程中, 通过采用十二烷基聚氧乙烯醚硫酸钠作为化学分散剂, 同时将超声波技术引入水力溢流分级系统, 利用物理、化学联合分散作用实现了微米级碳化硅颗粒与其表面粘附的纳米级颗粒有效分离, 从而获得了高品质的碳化硅粉末, 并最终实现了该产品的规模化生产。
摘要：本文针对碳化硅粉末的大颗粒与其表面粘附的纳米级颗粒难以分离的问题, 利用扫描电子显微镜研究了不同分散方法对碳化硅粉末的分散效果。结果表明:采用物理、化学联合分散技术, 可以实现不同尺寸碳化硅颗粒的有效分离, 获得高品质碳化硅粉末, 在此基础上建设完成了工业化生产线, 实现产品的规模化生产。
关键词：碳化硅粉末,分散,规模化生产
参考文献
[1] 柴威, 邓乾发, 王羽寅等.碳化硅陶瓷的应用现状[J].轻工机械, 2012, 30 (4) :117-120.
[2] 彭艾伊, 李俊国, 沈强等.Si C粒度对Zr B2-Si C超高温陶瓷力学性能的影响[J].稀有金属材料与工程, 2013, 42 (1) :426-429.
[3] 王彤彤.应用表面改性技术降低烧结碳化硅反射镜的表面散射[J].光学精密工程, 2014, 22 (12) :3224-3230.
[4] 赵平, 张艳娇, 刘广学等.陶瓷级碳化硅微粉提纯试验研究[J].非金属矿, 2009, 32 (4) :48-50.
[5] 张孟雷, 徐元清, 高敏杰等.水力旋流和气流分级法回收废碳料中的碳化硅[J].化工矿物与加工, 2015, 3:17-19.