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高能球磨SiBCN粉末的SPS烧结

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Materials Science and Engineering A 528 (2011) 1944–1948

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Materials Science and Engineering

A

j o u r n a l h o m e p a g e :w w w.e l s e v i e r.c o m /l o c a t e /m s e

a

Effect of Si/C ratio and their content on the microstructure and properties of Si–B–C–N Ceramics prepared by spark plasma sintering techniques

Zhi-Hua Yang a ,?,De-Chang Jia a ,Xiao-Ming Duan b ,a ,Ke-Ning Sun c ,Yu Zhou a

a

Institute for Advanced Ceramics,Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China

b

National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals,Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China c

Department of Applied Chemistry,Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China

a r t i c l e i n f o Article history:

Received 10December 2009

Received in revised form 7September 2010Accepted 9November 2010

Keywords:

Si–B–C–N ceramics Mechanical alloying Spark plasma sintering Microstructure

Mechanical property

a b s t r a c t

Nano-sized Si–B–C–N powders nearly amorphous with different mole ratio of Si/C were prepared by mechanical alloying (MA)technique using cubic silicon (c-Si),hexagonal boron nitride (h-BN)and graphite powder (C p )as starting materials,then consolidated at 1800?C under a pressure of 40MPa for 3min by spark plasma sintering (SPS).Sub-micrometer sized ?-SiC and nano-sized BCN phase were formed as the ?nal components in the ceramics.The grain size of the ?-SiC tend to be a little coarser with the increase of the Si/C ratio as well as their total content,but no changes are observed for the ?ne sub-micrometer structure characteristics of ?-SiC and BCN grains.Mechanical properties of the Si–B–C–N ceramics were found remarkably increased with the increase of the mole ratio of Si/C and their total relative content.Thermal physical properties,including thermal diffusivity,heat capacity,thermal conductivity,as well as thermal expansion coef?cient were also studied.

? 2010 Elsevier B.V. All rights reserved.

1.Introduction

During the last few years non-oxide ceramics,mainly in the system of Si–B–C–N,derived from organo-elemented precursors has aroused ever increasing attention.The resulting ceramics fabri-cated by the thermolysis of pre-ceramic polymers are amorphous,free of sintering additives and exhibit outstanding high temper-ature stability [1–3]and high temperature compression creep properties [4,5].They had the lowest reported oxidation rate of any non-oxide material known to date [6].Besides these outstanding properties,Si–B–C–N ceramics have low density,so they suggest themselves for applications under extreme conditions like in heat engines,in particular turbines.Some works have been done to develop such materials from the stage of laboratory curiosities to engineering materials by attempting industrial-scale processing,and,hence,it is not known the mechanical and thermal properties of Si–B–C–N ceramics fabricated from organo-elemented precur-sors,except the high temperature compression creep property.

Powder processing by mechanical alloying (MA)has attracted wide practical interest as it offers a simple but powerful way to synthesize non-equilibrium phases and microstructures,from nanograin materials to extended solid solutions,amorphous phases,chemically disordered compounds,and nanocomposites

?Corresponding author.Tel.:+8645186418792;fax:+8645186414291.E-mail address:yangzhihua96@https://www.doczj.com/doc/089319623.html, (Z.-H.Yang).[7].Earlier work of us established that a nanostructure powders SiB 0.5C 1.5N 0.5can be produced by MA,and the Si–B–C–N ceram-ics have been consolidated to be a high density by hot pressing at 1900?C for 30min.The mechanical properties and thermal expan-sion coef?cients of Si–B–C–N ceramics were reported for the ?rst time [8].

In this investigation,spark plasma sintering (SPS)was used to consolidate MA Si–B–C–N powders without sintering additive.Recent studies [9–11]have demonstrated that SPS is remarkably successful in full consolidation of a nanostructured or amorphous powder into a dense bulk material without excessive grain growth or crystallization in a shorter time and at lower temperatures,as compared to the conventional methods.Thus,the main goal of the present paper is to characterize the microstructures,mechanical and thermal properties of the as-fabricated bulk Si–B–C–N ceram-ics,and correlate them with the mole ratio of element Si to C.2.Experimental

As for the Si–B–C–N system nominal compositions (mole ratio)of SiBC 2N,Si 2BC 3N and Si 3BC 4N were selected.The starting mate-rials used in the experiment were cubic silicon powder (99.5%in purity,45?m,Beijing Mountain Technical Development Center,China),graphite powder (99.5%in purity,8.7?m,Qingdao HuaTai Lubricant Sealling S&T Co.Ltd.,China)and hexagonal BN (98%in purity,0.6?m,Advanced Technology &Materials Co.,Ltd.,Bei-jing,China).Mechanical alloying was performed in a shaker miller

0921-5093/$–see front matter ? 2010 Elsevier B.V. All rights reserved.doi:10.1016/j.msea.2010.11.032

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Fig.1.XRD patterns of Si–B–C–N powders milled by high energy ball milling for 20h.

(model ABQ-045-I,Changjiang Anwei Technology Development Co. Ltd.,Changchun,China)with ball to powder weight ratio of20:1. Both the inner lining of vessel and balls(8mm in diameter)were made of zirconia.All transfers of powders to and from the ves-sels were done in a glovebag?lled with pure(99.99%)argon.The Si–B–C–N powders were prepared by a two-step milling process, i.e.both c-Si and partial graphite powders in mole ratio of1:1were ?rstly milled for15h,and then the residual C and BN powders were added into the same vessel for another5h milling.

The as-milled powders was consolidated by SPS appara-tus(SPS-3.20-MK-V,Sumitomo Coal and Mining Co.)without incorporation of any kind of additives at1800?C under a con-stant uniaxial pressure of40MPa for3minutes in N2at1 atm.

Structures of the as-milled powders and as-sintered ceramics were analyzed on an X-ray diffractometer(XRD,Rigaku D/Max-rB, Tokyo,Japan)with CuK?radiation.X-ray photoelectron spec-troscopy(XPS)was introduced to analyze the chemical status of SiC,BN and C in the matrix on an X-ray photoelectron spectrome-ter(ESCALABMK II,VG,UK)with an Al-K?energy source.The signal curves were?tted by peak addition using Gaussian–Lorenzian peak approximations and Shirley background reduction.Microstructure investigation of sintered composites was done in transmission

elec-

Fig.2.XRD patterns of Si–B–C–N ceramics sintered by SPS at1800?C.

tron microscope(TEM,Philips CM12,Netherlands)operating at120 kV.

The as-prepared ceramics billets were cut into bars of 25mm×3mm×4mm(with an outer span of16mm)for measur-ing?exural strength with a crosshead of0.5mm/min.The fracture toughness was determined using the single edge notched beam method(SENB)with a crosshead speed of0.05mm/min.The test-ing bar dimensions used were2mm×4mm×20mm with a span length of16mm.The depth and width of the notches were2.0mm and0.2mm,respectively.

Length dilatometry using a Netzsch DIL402C dilatometer was employed to determine the coef?cients of thermal expansion of the Si–B–C–N ceramics from room temperature up to1800?C in an argon atmosphere.The thermal diffusivity(?)was measured by the laser?ash method on circular samples of dimensions12.7mm and thickness3mm,using a commercial equipment(LFA427,Net-zsch Group,Germany).The circular surfaces of the samples were graphite coated to avoid direct transmission of the laser pulse through the specimen and to improve energy absorption.Measure-ments were done from room temperature up to1800?C always in an argon atmosphere.The given values at each temperature are the average of three consecutive measurements.The speci?c heat, c p,of each sample was measured from room temperature up to 1200?C,using differential scanning calorimetry(STA449C,

Netzsch Fig.3.XPS spectra of raw materials,ball milled powders and hot-pressed ceramics.(a)B1s spectra,(b)C1s spectra,and(d)N1s spectra.

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Group,Germany).With the density( ),the thermal diffusivity(?) and the calculated speci?c heat values(c p),the thermal conductiv-ity( )was calculated for each sample according to the following equation:

=?c p (1) 3.Results and discussion

The XRD patterns of as milled Si–B–C–N powders are shown in Fig.1.As it indicated,the diffraction peaks corresponding to BN and C completely disappeared after MA for20h,and the diffraction peaks of Si also nearly disappeared.At the same time,the peaks cor-responding to crystalline SiC appeared.The results of XPS,HRTEM and solid state29Si nuclear magnetic resonance have shown that the synthesized Si–B–C–N powders appeared to possess a struc-ture containing several kinds of bonds such as Si-C,Si-N,B-C-N, C-C with B-N hybridization[12].Amorphous Si–B–C–N and nano-crystalline SiC(6H and3C polytypes,about4–5nm)were the main structure kinds for the as-milled Si–B–C–N powders[12].In addi-tion,ZrO2(impurity from milling media)re?ections appeared when the milling time was up to20h.

Fig.2shows the XRD patterns of as-sintered Si–B–C–N ceram-ics.In all cases,sharp diffraction peaks are observed suggesting that most of the amorphous phases have crystallized during the sinter-ing process.These XRD patterns indicate that3C-SiC,BCN,and a little m/t-ZrO2were formed in spite of the short sintering duration of SPS.

During the process of high energy ball milling,new chemical bonds formed between the elements Si,B,C,and N,such as Si–C and B–C–N[12].SPS have a short time of sintering,so the bonds in the milled powders may be retained in the sintered ceramics. To investigate bonding state of the elements in Si–B–C–N ceram-ics,XPS analysis was carried out.Fig.3gives the deconvolution of the corresponding chemical binding state of B,C,and N in the raw materials,milled powders,and Si2BC3N ceramics,respectively. Compared with the B1s,C1s,and N1s spectra of raw materials, distinct changes occurred for these of milled powders and sintered ceramics.

Distinct change occurred for B1s,C1s,and N1s spectrums after ball milling and hot-press treatment,by comparing spectrums of the milled and hot-pressed samples with raw starting powders. The XPS spectra B1s spectra were deconvoluted into two or three distinguishable peaks,respectively.We ascribe the component cen-tered at190.0–191.2eV to B–N bonds of h-BN,which accord with the results of boron nitrogen[13].The components with higher or lower binding energy of about192.0eV and189.7eV are attributed to B–C–N bonds,respectively[13,14].

Fig.3(b)shows the C1s spectra of the powders and ceramic. Except for the C–C bonds at about284.0–285.0eV,new chemical bonds appeared for the milled and hot-pressed samples.The chem-ical bonds above285.0eV should correspond to the C–N/C–B–N bonds[13].The peaks at the lowest binding energy(283.9eV for milled powders and283.1eV for Si2BC3N ceramic)corresponded to the C–Si bond,which are similar to the value reported for C1s in SiC[15].

The XPS analysis of the N1s spectrum of starting material and as-milled powders is shown in Fig.3(c).For starting BN sample, there is a peak(398.4eV)in the N1s spectrum,which is assigned into N–B bonds of h-BN[13].After ball milling and hot press,N1s spectrum is deconvoluted into two distinguishable peaks.The new peaks at about400eV are similar to the experimental results of Morjan et al.[16]and they think that the peaks were C–B–N bonds.

With the in?uence of the high energy ball milling,not only var-ied new bonding state formed among the elements Si,B,C,and N, but also these elements were mixed at the level of atom and

formed Fig.4.SEM photographs of Si–B–C–N ceramics.(a)SiBC2N,(b)Si2BC3N and(c) Si3BC4N.

some amorphous structures[12,17].So,we can seen that the new chemical bonds,such as B–C–N bond,were formed during the high energy ball mill,and those bonds were retained in the ceramics because of the short sintering time.

SEM photographs of Si–B–C–N ceramics are shown in Fig.4.The microstructures of three Si–B–C–N ceramics consisted of?ne and equiaxed SiC grains(light phase).The grain size of SiC grains for three Si–B–C–N ceramics has no obvious difference,and all grains were less then1?m.Microstructures of three Si–B–C–N ceramics were similar,and nano-crystalline BCN phases were mainly dis-tributed at the SiC grains boundary.

Fig.5(a)shows a typical microstructure image of Si3BC4N ceramic.The corresponding selected area diffraction(SAD)pattern (inset in(a))indicated that most of the grains were?-SiC phase.In

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Fig.5.TEM images of sintered Si3BC4N ceramic.(a)SiC and BCN phases,(b)an agglomerating area,(c)SAD pattern,and(d)high-resolution TEM image. contrast,most of BCN grains were very?ne.Some agglomerating

areas with?ne grains were found in Si–B–C–N ceramics.Fig.5(b)

shows the TEM image of the agglomerating areas in the Si3BC4N

ceramic.The TEM bright-?eld image present some?ne dark grains

scattered in a gray back ground.The SAD pattern(as shown by

Fig.5(c))indicates that the?ne dark grains or particles mainly cor-

respond to BCN besides a few?-SiC.The microstructure of the gray

area was further investigated by HRTEM.As shown in Fig.5(d),the

gray area was mainly corresponding to amorphous phase.

Due to the Si–B–C–N ceramics contained several kinds of phase,

such as nano-crystalline SiC,BCN and amorphous Si–B–C–N phases,

it is dif?cult to calculate the theoretical densities of them,thus,

only actual density values of them were provided,and they were

2.49,2.62and2.84g/cm3for SiBC2N,Si2BC3N and Si3BC4N,respec-

tively.The relative densities of the Si–B–C–N ceramics should be

high because the surface of ceramics was even.

Mechanical properties of the Si–B–C–N ceramics are summa-

rized in Table1.As indicated,all the mechanical property values

of the Si–B–C–N ceramics,including?exural strength,fracture

toughness,Vicker’s hardness and elastic modulus,increased with

the increase of mole ratio of elements Si to C.The maximum

?exural strength and fracture toughness attained to502MPa and

5.6MPa m1/2.High elastic modulus of SiC ceramics is a disadvan-

tage for structural applications,especially in a frequently changed

temperature range[18].Monolithic SiC ceramic(relative density

being98%)was prepared by MA-SPS process[19].And its?exural

strength,elastic modulus,and fracture toughness were520MPa,

380GPa,and3.6MPa m1/2,respectively.It can be seen that the?ex-

ural strength of the Si3BC4N ceramic was slightly lower,but its

fracture toughness was higher and elastic modulus was only about

40percent of monolithic SiC ceramics.Therefore,the decrease of

elastic modulus is helpful to extend structural application range

of Si–B–C–N ceramics at high temperature,especially Si–B–C–N

ceramics assembled with metallic components to form a hybrid

structural part.

Table1

Mechanical properties of Si–B–C–N ceramics.

Sample Flexural

strength(MPa)Elastic

modulus(GPa)

Fracture

toughness

(MPa m1/2)

Vicker’s

hardness(GPa)

SiBC2N202±774±9 2.8±0.2 1.6±0.2 Si2BC3N312±30133±3 3.5±0.1 3.7±0.2 Si3BC4N502±14157±9 5.6±0.3 5.9±

0.5

Fig.6.Thermal diffusivity data of the Si–B–C–N ceramics.

The thermal diffusivity and speci?c heat data for all Si–B–C–N ceramics are plotted in Figs.6and7as a function of temper-ature.From these data the thermal conductivity was calculated from =ac p ,and is plotted in Fig.8as a function of temperature. It is seen that both a and decline monotonously with increas-ing fraction of the mole ratio of Si/C,their total relative content and temperature.The thermal conductivity of amorphous mate-rials is known to be reduced compared to crystalline materials. Unlike the lattice vibrations of crystalline materials,those of amor-phous materials are not best described by waves,but rather

by Fig.7.Speci?c heat data of the Si–B–C–N ceramics.

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Fig.8.Thermal conductivities data of the Si–B–C–N ceramics. damped local oscillations[20].So,the thermal conductivity of the Si–B–C–N ceramics less than55W/(m K),and the room temper-ature thermal conductivity of hot-pressed SiC,reaction-bonded SiC and pressureless sintered SiC reached up to about280,180, and100W/(m K),respectively[21].The average coef?cient of ther-mal expansion for the SiBC2N,Si2BC3N and Si3BC4N from RT to 1800?C were3.61×10?6/?C,3.77×10?6/?C,and3.98×10?6/?C, respectively.And the average coef?cients of thermal expansion for the hot-pressed Si2BC3N and pure SiC ceramics were about 4.55×10?6/?C.Therefore,it is also illustrated that the microstruc-tures of the SPS-ed Si–B–C–N ceramics are different from those of HP-ed samples.

4.Conclusions

The microstructure and mechanical properties of spark-plasma sintered Si–B–C–N system compacts with three different composi-tions were investigated.Following conclusions could be drawn: (a)Nanostructured Si–B–C–N powders were synthesized by a two-

step milling.Amorphization of BN and partial graphite has occurred,and crystalline SiC could be formed when the milling time is up to20h.?-SiC and BCN were the main crystalline phase for the as-sintered Si–B–C–N ceramics.

(b)The mechanical properties increased greatly with the increasing

of mole ratio of elements Si to C,and the highest?exu-

ral strength,fracture toughness,elastic modulus and Vickers’hardness values was501.5MPa,5.64MPa m1/2,157GPa and

5.92GPa,was achieved for Si3BC4N ceramic,respectively.And

the thermal conductivity of the Si–B–C–N ceramics was lower than the SiC ceramics.

(c)Thermal physical properties of SPS-ed Si–B–C–N ceramics,

including thermal diffusivity,thermal conductivity,and average coef?cient of thermal expansion were lower than the hot-pressed SiC ceramics.

Acknowledgements

The authors would like to thank the Project Supported by Development Program for Outstanding Young Teachers in Harbin Institute of Technology(HITQNJS.2009.064)and China Postdoctoral Science Foundation funded project(20100471072)for?nancial support.The authors warmly thank Prof.Qingchang Meng for his invaluable help in TEM studies.

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真空热压烧结炉简介

真空热压烧结炉简介 前言:对于金属、陶瓷及一些难熔金属中间化合物粉末的烧结,一般常采用两种烧结方式即无压烧结和有压烧结。而目前的有压烧结主要常采用三种方式,热等静压烧结、热压烧结及气压烧结。随着新材料的不断开发及市场化,上述三种有压烧结方式正在被愈来愈多的采用。热等静压烧结及气压烧结设备由于自身及生产成本较为昂贵,不太适合众多生产厂家特别是一些科研单位的需求,因而研制并生产真空热压烧结炉有着其现实意义。现在的研究及生产实践证明,热压材料致密化的过程包括塑性流动、粘性流动和扩散与蠕变,当以塑性和粘性流动成为主导致密机制时,粉末体得以快速致密化,并得到可控的显微结构。热压法的优势在于设备投资小、虽然压力较等静压低一个数量级、但由于热压机内承压材料可以变细,从而限制了纵向热流,改善了工件温度场的均匀性、大大降低了能耗、可以制备大直径的材料、能够以IT技术测控热压机,有效的控制材料的致密化过程及质量。 热压烧结是利用热能与机械能将制品致密化的过程。此过程的特色是烧结温度可依外加压力的大小而比常压烧结低约200—4000C,同时外加的能量使得制品致密化的速度加快,因此完全致密且晶粒细致的制品可在较低的温度及较短的时间内完成;而采用真空热压烧结,由于热压过程中保持有较高的真空度,能够进一步有效地降低制品的烧结温度并高效排除微小气孔中的气体,从而进一步的促进热压材料的致密化过程。众所周知,烧结温度的降低,对于微粉制品,能

够有效的防止晶粒的长大,对于最终产品质量的稳定有着极其重要意义。尤其是对于接近纳米级硬质合金等材料,由于颗粒直径的减小、比表面积增大、表面活化能增加、颗粒间的接触面积增加,最终造成最终烧结的驱动力增大,降低了大气孔的产生及气孔的数量。现在研究发现,纳米级粉末制品的烧结驱动力是普通制品的几十甚至上百倍。抑制烧结过程中晶粒的长大是获得纳米晶粒制品最为关键的过程,而真空热压烧结工艺能够很好的实现这一点,这一点在ITO靶材的实际生产中已得到了证明。 一、真空热压烧结炉的分类 真空热压烧结炉依使用温度的不同可分为以下几类。由于使用温度的不同,加热室中所采用的加热方式及保温方式千差万别。温度在8000C 以下的炉子,加热器常采用铁铬铝、镍铬丝等作为加热元件,保温材料常采用高温硅酸铝保温毡。温度在10000C--16000C常采用金属钼、硅钼棒、硅碳棒等作为加热元件,保温材料常用复合碳毡、莫来石毡等。温度在16000C --22000C常用石墨管作为加热元件,或采用感应加热方式,保温材料常用石墨毡等。 二、真空热压烧结炉的组成(电阻式加热) 1、炉壳 炉壳由炉体和炉门构成,为双层冷却水套式结构。 ①设备炉壳是按最大承受压力范围为~设计。 ②炉壳为卧式,侧开平移门,炉壳上有真空系统接口,测温接口,水冷电极接口、充放气接口及视孔接口等,均按高真空静密封标准设计;

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高能球磨法在超微粉制备中的应用 宗泽宇 (南京工业大学,材料化学工程国家重点实验室,210009) 摘要:简述分别通过高能球磨法制备氧化锆-硬脂酸材料, 纳米氧化亚铜材料 , 纳米 WC/MgO材料,纳米AL 2O 3 /Al复合材料的过程,总结五种材料各自的特点与生产方法。列 举了这五种材料在工业方面的优点与主要应用。 关键词:纳米;高能球磨法;制备; 应用 The Applications about High Energy Milling Zong Zeyu (17,Class 0802, Material department of science & engineering, Nanjing University of Technology ) Abstract: This paper gives a sketch of five materials by High Energy Milling: Zr02-stearci Acid , Nano-cuprous Oxide, Nano-sized WC/MgO, Nano-sized AL2O3/Al composite material,find out their characteristics and preparation. The paper Also list the main applications of this five materials in industry and their advantages. Keywords: nanoparticle; High Energy Milling ; preparation; applications 1 引言 高能球磨法一经出现,就成为制备超细材料的一种重要途径。传统上,新物质的生成、晶型转化或晶格变形都是通过高温(热能) 或化学变化来实现的。机械能直接参与或引发了化学反应是一种新思路。高能球磨法法的基本原理是利用机械能来诱发化学反应或诱导材料组织、结构和性能的变化, 以此来制备新材料。本文简述了通过高能球磨法制备五种材料的方法以及它们各自的应用与优点。 2 制备方法 高能球磨法(又称机械合金化, High Energy Milling)是一种制备合金粉末的高新技术[1],它是在高能球磨[2]作用下,利用金属粉末混合物的反复变形、断裂、焊合、原子间相互扩散或发生固态反应形成合金粉末[3]。机械合金化作为新材料的制备技术之一,特别是其在细微、超细微粉体材料的研究方面占有重要的地位,已引起材料科学界的广泛关注。本文采用高能球磨法制备氧

热压烧结

热压烧结 热压烧结 热压烧结(Hot Pressed Sintering) 定义:将干燥粉料充填入模型内,再从单轴方向边加压边加热,使成型和烧结同时完成的一种烧结方法。 热压烧结的特点:热压烧结由于加热加压同时进行,粉料处于热塑性状态,有助于颗粒的接触扩散、流动传质过程的进行,因而成型压力仅为冷压的1/10;还能降低烧结温度,缩短烧结时间,从而抵制晶粒长大,得到晶粒细小、致密度高和机械、电学性能良好的产品。无需添加烧结助剂或成型助剂,可生产超高纯度的陶瓷产品。热压烧结的缺点是过程及设备复杂,生产控制要求严,模具材料要求高,能源消耗大,生产效率较低,生产成本高。 将热压作为制造制品的手段而加以利用的实例有:氧化铝、铁氧体、碳化硼、氮化硼等工程陶瓷。 热压设备:常用的热压机主要由加热炉、加压装置、模具和测温测压装置组成。加热炉以电作热源,加热元件有SiC、MoSi或镍铬丝、白金丝、钼丝等。加压装置要求速度平缓、保压恒定、压力灵活调节,有杠杆式和液压式。根据材料性质的要求,压力气氛可以是空气也可以是还原气氛或惰性气氛。模具要求高强度、耐高温、抗氧化且不与热压材料黏结,模具热膨胀系数应与热压材料一致或近似。根据产品烧结特征可选用热合金钢、石墨、碳化硅、氧化铝、氧化锆、金属陶瓷等。最广泛使用的是石墨模具。 现以氮化硅为例。在氮化硅粉末中,加入氧化镁等烧结辅助剂,在1700℃下,施以300公斤/cm2的压力,则可达到致密化。在这种情况下,因为氮化硅与石墨模型发生反应,其表面生成碳化硅,所以在石墨模型内涂上一层氮化硼,以防止发生反应,并便于脱模。使用这种脱模剂时,在热压情况下须时时注意。另外,模型材料与试料的膨胀系数之差在冷却时会产生应力,这一点极为重要。Si3N4-Y2O3-Al2O3系物质,在热压下也可获得高强度烧结体。

纳米材料的制备技术及其特点

纳米材料的制备技术及其特点 一纳米材料的性能 广义地说,纳米材料是指其中任意一维的尺度小于100nm的晶体、非晶体、准晶体以及界面层结构的材料。当小粒子尺寸加入纳米量级时,其本身具有体积效应、表面效应、量子尺寸效应和宏观量子隧道效应等。从而使其具有奇异的力学、电学、光学、热学、化学活性、催化和超导特性,使纳米材料在各种领域具有重要的应用价值。通常材料的性能与其颗粒尺寸的关系极为密切。当晶粒尺寸减小时, 晶界相的相对体积将增加,其占整个晶体的体积比例增大,这时,晶界相对晶体整体性能的影响作用就非常显著。此外,由于界面原子排列的无序状态,界面原子键合的不饱和性能都将引起材料物理性能上的变化。研究证实,当材料晶粒尺寸小到纳米级时,表现出许多与一般材料截然不同的性能,如高硬度、高强度和陶瓷超塑性以及特殊的比热、扩散、光学、电学、磁学、力学、烧结等性能。而这些特性主要是由其表面效应、体积效应、久保效应等引起的。由于纳米粒子有极高的表面能和扩散率,粒子间能充分接近,从而范德华力得以充分发挥,使得纳米粒子之间、纳米粒子与其他粒子之间的相互作用异常激烈,这种作用提供了一系列特殊的吸附、催化、螯合、烧结等性能。 二纳米材料的制备方法

纳米材料从制备手段来分,一般可归纳为物理方法和化学方法。 1 物理制备方法 物理制备纳米材料的方法有: 粉碎法、高能球磨法[4]、惰性气体蒸发法、溅射法、等离子体法等。 粉碎法是通过机械粉碎或电火花爆炸而得到纳米级颗粒。 高能球磨法是利用球磨机的转动或振动,使硬球对原料进行强烈的撞击,研磨和搅拌,将金属或合金粉碎为纳米级颗粒。高能球磨法可以将相图上几乎不互溶的几种元素制成纳米固溶体,为发展新材料开辟了新途径。 惰性气体凝聚- 蒸发法是在一充满惰性气体的超高真空室中,将蒸发源加热蒸发,产生原子雾,原子雾再与惰性气体原子碰撞失去能量,骤冷后形成纳米颗粒。由于颗粒的形成是在很高的温度下完成的,因此可以得到的颗粒很细(可以小于10nm) ,而且颗粒的团、凝聚等形态特征可以得到良好的控制。 溅射技术是采用高能粒子撞击靶材料表面的原子或分子交换能量或动量,使得靶材表面的原子或分子从靶材表面飞出后沉积到基片上形成纳米材料。常用的有阴极溅射、直流磁控溅射、射频磁控溅射、离子束溅射以及电子回旋共振辅助反应磁控溅射等技术。 等离子体法的基本原理是利用在惰性气氛或反应性气氛中

陶瓷材料的热压烧结实验

陶瓷材料的热压烧结实验 一、实验目的 1.掌握热压烧结的基本原理和特点以及热压烧结适用的范围; 2.了解热压炉的基本构造; 3.掌握热压炉的基本操作要领; 4.了解影响热压烧结的主要因素。 二、实验原理 热压烧结是区别于常规烧结的特种烧结方法之一,它是在陶瓷或金属粉体加热的同时施加压力。装在耐高温的磨具中的粉体颗粒在压力和温度的双重作用下,逐步靠拢、滑移、变形并依靠各种传质机制(如蒸发凝聚、扩散、粘塑性流动、溶解沉淀,视组分不同而以不同的机制为主),完成致密化过程,形成外部轮廓与模腔形状一致的致密烧结体。因此,热压烧结可将压制成型和烧结一并完成。由于在高温下持续有压力的作用,扩散距离缩短,塑性流动过程加快,并影响到其他传质过程的加速,热压烧结致密化的温度(烧结温度)要比常规烧结低150~200℃,保温时间也短的多(有时仅需20~30min)。与常规烧结相比,热压烧结体的气孔率低,相对密度高;烧结温度低、保温时间短,晶粒不易长大,所以热压烧结体的力学性能高。 原则上,凡能用常规烧结的陶瓷材料或金属材料均可用热压烧结来获得更为致密的坯体,但热压烧结更适用于一些用常规方法难以烧结致密的材料,如各种非氧化物陶瓷、难熔金属、金属-无机复合材料等。热压烧结的主要优点在于:成型压力小,烧结温度低,烧结时间短,制品密度高、晶粒细小。存在的缺点是:制品形状简单、表面较粗糙,尺寸精度低,一般需后续清理和机械加工,单件生产、效率低,对模具材料要求高,耗费大。 三、热压炉的基本结构 热压炉的基本构造可分为两部分:一为炉体和加热系统,一为加压系统。炉体通常为圆柱形双层壳体,用耐热性好的合金钢制成,夹层内通冷却水对炉壁、底、盖进行冷却,以保护炉体金属;加热常用高纯石墨的电阻发热,由于石墨电阻小,需用变压器以低电压、大电流加在石墨发热元件上;在发热元件与炉体之间,设置有隔热层,以防止炉内的高温散失,同时也保护炉体;为防止石墨氧化,热压时必须在真空或非氧化气氛下进行,所以,炉体需具有很好的密封性,符合真空系统要求,并带有机械真空泵、扩散泵。根据烧结的材料不同,也可通入惰性气体(如氩气)或氮气、氢气等;温度通过控制电压、电流来改变加于发热元

高能球磨法综述

高能球磨法研究进展

高能球磨法研究进展 摘要:复合材料的性能与应用和其合成所用的粉体密切相关,合成粉体的方式是提高材料特性的重要途径。高能球磨法相比于传统方法,有着反应温度低、产量大和粉体粒径分布均匀等优点,使得其在合成粉体中有重要作用。本文综述了高能球磨法(机械力化学法)在合成粉体方面的具体原理、影响因素和当前研究进展,并进一步展望这种方法在未来的发展前景。 关键字:高能球磨、机械力化学、粉体合成、纳米制备 传统上,新物质的生成、晶型转化或晶格变形都是通过高温(热能) 或化学变化来实现的。按照反应体系的状态,目前合成超细功能粉体的方法可分为固相法、液相法和气相法;若根据合成原理则可分为物理法和化学法。这些方法在粉体合成方面得到了广泛的应用,但也发现存在着各自的不足。例如,物理法可制得粒径易控的超细粒子,但所需设备昂贵;化学法成本低,条件简单,易于通过过程控制和调整粒子大小,但适用范围窄,流程长,收率低,无法工业化生产[1]。高能球磨(high-energy ball milling)又被称为机械力化学(mechanochemistry),是将物理法和化学法结合,其基本原理是晶体物质通过超细磨的过程中,机械力的作用可以启动其化学活性,使得通常需要在高温下进行反应能在较低的温度下进行。因此,高能球磨法可以合成一般化学方法和加热方法所不能得到的具有特殊的超细粉体。这种独特的性质让这种粉体制备方法制备出特殊的超细粉体,使复合材料的合成工艺水平大大提高。因此,本文综述了高能球磨法的最新发展并展望了其在未来的发展趋势。 1. 高能球磨法的原理与特点 高能球磨法是通过球磨机的转动或振动使硬球对原料进行强烈的撞击、研磨和搅拌,能明显降低反应活化能、细化晶粒、增强粉体活性、提高烧结能力、诱

热压烧结炉使用

热压烧结炉使用

一、快速操作指南 (一)开机操作 1:检查电路和水路是否正常,如正常通电,通水。 2:打开机械泵,过30秒后缓慢打开预抽阀,1分钟后打开前级阀。 3:在真空度达到10Pa以下时打开扩散泵,给扩散泵加热 4:扩散泵加热到60分钟后,关闭预抽阀,打开高真空阀,真空度会逐渐达到高真空。 5:加热启动,在200度以下请你选用手动加热,在控制面板手动操作菜单中,注意第一次使用时,把拨钮上下波动一次,然后拨到手动位置,启动加热,输入50左右,确定。电流一般控制在300A以下, 自动加热:在温度控制界面设定温控表自动开始加热或开启手动位用手动开始加热。

以上设置说明:从200度用时120分钟到6 00度,600度时保温30分钟,从600度用时130分钟到1000度,在1000度时保温5个小时,从1000度降到600度用时60分钟,60分钟后程序自动停止(注:在时间上设定-1 21程序在此会自动停止)。 设定好加热工艺后,首先停止手动加热,然后把拨钮拨到自动位置,启动自动加热程序,如果需要记录数据请在数据保存见面打“√”。 6:在保温状态下,一定要保持循环水的正常循环。 7:保温时间到后,关闭加热开关,如果不需要高真空可以关闭扩散泵,打开预抽阀,关闭高真空阀,开始降温。注意:机械泵不要关闭 8:在温度降到200度时关掉机械泵(扩散泵达到常温),关闭所有阀门。 9:在常温下释放压力,冲入空气,将原料取出。

10:如不继续工作,应打开机械泵和预抽阀再抽5分钟真空,关闭机械泵和预抽阀。保持工作室里有真空度,防止水汽侵入。 11、压力操作:首先在手动操作界面,报压力模式拨到自动位置,可以直接用仪表操作,设定好程序后按run键3秒启动,按stop键3秒停止。 压力触摸屏控制如下说明: 从0到2MPa用时2分钟,在2MPa上保压2分钟,从2MPa到6.15MPa用时5分钟,保压60分钟后程序自动停止。(在时间上设定-121程序会自动停止)。设定完后一定要按“确定”键。 程序设定好以后,可以到手动控制界面中,启动自动压力开即可。 二、安装使用及维护 (一)、安装:安装电炉的场所应符合真空卫生的要求,周围的空气应清洁和干燥,并有良好的通风条件,工作场地不易扬起灰尘等。

热压烧结炉使用

一、快速操作指南 (一)开机操作 1:检查电路和水路是否正常,如正常通电,通水。 2:打开机械泵,过30秒后缓慢打开预抽阀,1分钟后打开前级阀。 3:在真空度达到10Pa以下时打开扩散泵,给扩散泵加热 4:扩散泵加热到60分钟后,关闭预抽阀,打开高真空阀,真空度会逐渐达到高真空。 5:加热启动,在200度以下请你选用手动加热,在控制面板手动操作菜单中,注意第一次使用时,把拨钮上下波动一次,然后拨到手动位置,启动加热,输入50左右,确定。电流一般控制在300A以下, 自动加热:在温度控制界面设定温控表自动开始加热或开启手动位用手动开始加热。 以上设置说明:从200度用时120分钟到600度,600度时保温30分钟,从600度用时130分钟到1000度,在1000度时保温5个小时,从1000度降到600度用时60分钟,6 0分钟后程序自动停止(注:在时间上设定-121程序在此会自动停止)。 设定好加热工艺后,首先停止手动加热,然后把拨钮拨到自动位置,启动自动加热程序,如果需要记录数据请在数据保存见面打“√”。 6:在保温状态下,一定要保持循环水的正常循环。 7:保温时间到后,关闭加热开关,如果不需要高真空可以关闭扩散泵,打开预抽阀,关闭高真空阀,开始降温。注意:机械泵不要关闭 8:在温度降到200度时关掉机械泵(扩散泵达到常温),关闭所有阀门。 9:在常温下释放压力,冲入空气,将原料取出。 10:如不继续工作,应打开机械泵和预抽阀再抽5分钟真空,关闭机械泵和预抽阀。保持工作室里有真空度,防止水汽侵入。 11、压力操作:首先在手动操作界面,报压力模式拨到自动位置,可以直接用仪表操作,设定好程序后按run键3秒启动,按stop键3秒停止。 压力触摸屏控制如下说明:

热压烧结技术的研究与应用

热压烧结技术的研究与应用 姓名:陈琼毅 专业:无机非金属 学号:20080800301

热压烧结技术的研究与应用 陈琼毅无机非金属 20080800301 摘要:热压烧结是一种压制成形和烧结同时进行的粉体材料成形工艺方法,是将粉末装在压模内,在专门的热压机中加压同时把粉末加热到熔点以下,在高温下单向或双向施压成形的过程。热压烧结具有烧结时间短、温度低、晶粒细、产品性能高等优点。 关键词:烧结热压热压烧结 1热压烧结技术发展背景 自20世纪70年代中期以来,除北美外,烧结矿一直是国内外高炉的主要原料。但由于金融危机,钢铁产业的不景气,烧结技术研究发展受到限制。所幸的是随着人们对产品质量和能源节约的重视,烧结技术再一次焕发出新生。1826年索波列夫斯基首次利用常温压力烧结的方法得到了白金。1912年,德国发表了用热压将钨粉和碳化钨粉混合制造成致密件的专利。从1930年以后,热压更快地发展起来,主要应用于大型硬质合金制品、难熔化合物和现代陶瓷等方面。在这个日新月异的新世纪中,有人大胆的将热压烧结技术与纳米材料、超导材料和复合材料等相联系结合,开创了热压烧结技术的新天地。 2热压烧结技术的原理 2.1烧结定义与特点 其宏观定义为:粉体原料经过成型、加热到低于熔点的温度,发生固结、气孔率下降、收缩加大、致密度提高、晶粒增大,变成坚硬的烧结体,这个现象称为烧结。 其微观定义为:固态中分子(或原子)的相互吸引,通过加热,质点获得足够的能量,进行迁移使粉末体产生颗粒粘结,增加强度并导致致密化和再结晶的过程称为烧结。

烧结的特点有三点:第一,烧结温度远低于熔点温度下,质点发生迁移、扩散、开始烧结温度在0.3-0.5T m范围内,这样便节省了大量的能源利于环境保护,而且便于制造高熔点物质如钨丝等;第二,同样对于硅酸盐材料,完全烧结温度在0.7-0.8T m;第三,烧结主要是物理过程,但也伴随有固相反应,烧结前后主晶相不变化。这样便易于控制烧结成品的物象成分。 2.2热压定义与优缺点 热压的定义:热压是指在对置于限定形状的石墨模具中的松散粉末或对粉末压坯加热的同时对其施加单轴压力的烧结过程。 热压的优点:由于热压时粉料处于热塑性状态,形变阻力小,易于塑性流动和致密化,因此其所需的成型压力仅为冷压法的1/10,可以成型大尺寸的A12O3、BeO、BN和TiB2等产品。由于同时加温、加压,有助于粉末颗粒的接触和扩散、流动等传质过程,降低烧结温度和缩短烧结时间,因而抑制了晶粒的长大。热压法容易获得接近理论密度、气孔率接近于零的烧结体,容易得到细晶粒的组织,容易实现晶体的取向效应和控制有高蒸气压成分纳米系统的组成变化,因而容易得到具有良好的机械性能、电学性能的产品,而且能生产形状较复杂、尺寸较精确的产品。 热压的缺点:热压法生产工艺复杂生产率低、成本高,不能普及生产工艺。 2.3热压烧结定义、过程与特点 热压烧结的定义:热压烧结就是一种压制成形和烧结同时进行的粉体材料成形工艺方法,是将粉末装在压模内,在专门的热压机中加压同时把粉末加热到熔点以下,在高温下单向或双向施压成形的过程。 热压烧结的过程:在烧结过程中,高温高压的交互作用使粉体颗粒的粘性、塑性流动及原子的扩散得以加强;同时颗粒与颗粒间的接触点因有较大的接触电阻,在烧结时的大电流下产生电弧放弧或局部大量发热,而且电磁场的作用进一步加速了原子的扩散,有利于烧结颈的形成和长大,具有催化和活化烧结功效,并有利于坯件的烧成,使烧结温度降低、时间缩短、性能提高。 热压烧结的特点:热压烧结的优点是烧结时间短、温度低、晶粒细、产品性能高等;热压烧结的缺点是过程及设备复杂,生产控制要求严,模具材料要求高,能源消耗大,生产效率较低,生产成本高。 2.4烧结过程驱动力

高能球磨法

高能球磨法 制备纳米晶Zn铁氧体 姓名:李成利 学号:1104030118 班级:无机非金属111

摘要:用高能球磨法制备了纳米晶Zn 铁氧体.通过样品的穆斯堡尔(Mossbauer )谱及RD 谱的测定,研究了纳米晶的形成过程.结果表明:球磨约3h ——Fe 2O 3即与ZnO 发生机械化学反应生成Zn 铁氧体,这种反应是通过先形成。α——Fe 203——ZnO 固溶体而进行的.制得的纳米晶铁氧体有一定的晶格崎变. 关键词:纳米晶、Zn 铁氧体、高能球磨法 Mossbauer 谱、XRD

内容:Leefslhtel等(1)在70年代后期研究了α——Fe203与Zn0混合粉体在惰性气体气氛下在普通球磨过程中的变化,发现球磨400多 小时后有ZnFe 204形成;KosmaC等(2)利用振 动式球磨机,发现在球磨的初期可以形成Zn 铁氧体,但最终得到的是非平衡态的固溶体(Fe,Zn)0.作者利用行星式高能球磨机首次合成了晶粒大小为snm的zn铁氧体纳米晶(3).本 文研究由α——Fe 203与ZnO合成纳米晶 ZnFe204的过程.

?实验方法 ?原料为(纯度高于99.5%)的α——Fe203和ZnO粉体.先将两种粉体分别过200目筛,然后以1:1的摩尔比在玛瑙研钵中混合均匀.球磨在1ooml的不锈钢球磨罐中进行,用60个直径为8mm的硬质钢球,钢球与原料的质量比20:1. 所用高能球磨机的型号为QM一1F行星式.球磨在室温下进行,球磨机转速为200r/min.当球磨达不同的预定时间后停机取少量样品进行性能测试. ?在室温下用等加速电磁驱动型Mossbauer谱仪测定不同球磨时间所得样品的Mossbuaer谱,放射源为57Co(Rh); 用25μm厚的α——Fe 203箔进行速度定标.XRD测定所用 靶为cuKa,入=1.54nm·

高能球磨与普通球磨的区别

本文摘自再生资源回收-变宝网(https://www.doczj.com/doc/089319623.html,) 高能球磨与普通球磨的区别 随着实验室球磨机的种类越来越多,如何选择合适的球磨机成了一个难题。如行星式球磨机、实验滚筒球磨机、实验搅拌球磨机……一系列实验室球磨机,了解其区别,成了快速选择合适机型的一种方法。 实验室球磨机的区别从研磨方式分有行星式、滚筒式、搅拌式等等,研磨方法有干法研磨和湿法研磨,而普通球磨和高能球磨是以磨球研磨时对物料作用所蕴含的能量高低来区分的。 目前,普通球磨与高能球磨并没有一个相关的标准。如果只以球磨时的转速来鉴定又很不准确。我们不能说同一台设备,在10r/min时是普通球磨,到100r/min时就变成了高能球磨。

用实验室球磨机中的普通球磨机和高能球磨机来进行对比一下或许更加清楚。滚筒球磨机是十分经典的普通球磨机,而行星式球磨机广泛运用于机械合金化等高能球磨法,是十分热门的高能球磨机。同一大小机型,行星式球磨机的较高转速在1000r/min以上,而滚筒球磨机转速约在100-200r/min之间,球磨时产生的能量高下立见。 你可能要问这不就是转速的区别吗?当然不是,滚筒球磨机要做到1000r/min很简单,但市场上的机型多在100-200r/min 之间,是因为滚筒球磨机受到临界转速的限制根本用不上这么高的转速,一旦转速产生的离心力超过磨球所受重力,磨球就会与球磨罐同时运动,相对静止,研磨完全失效。行星式球磨机则是多种离心力相互作用,行星式结构使得多种力得到平衡,始终能够有效研磨,将大部分能量用于球磨作用之中。 本文摘自变宝网-废金属_废塑料_废纸_废品回收_再生资源B2B交易平台网站; 变宝网官网:https://www.doczj.com/doc/089319623.html,/?cj 买卖废品废料,再生料就上变宝网,什么废料都有!

第一次作业热压烧结

2016年春季学期研究生课程考核 (读书报告、研究报告) 考核科目:聚合物基复合材料制备与成型新技术学生所在院(系): 学生类别: 考核结果阅卷人

目录 1 工艺简介 (1) 2 影响热压烧结的因素 (2) 2.1 原始粉末性能 (2) 2.2 烧结温度与保温时间 (3) 2.3 升温速度 (4) 2.4 烧结压力 (4) 2.5 烧结气氛 (5) 3 小结 (6)

锻压烧结工艺 1工艺简介 固相烧结并不依赖化学反应作用,它可以在不发生任何化学反应的情况下,简单的将固体粉料加热,转变为坚实的致密烧结体,这是烧结区别于固相反应的一个重要方面。因此只要烧结条件控制得当,它可以代替液态成型,在远低于固体物料的焰点温度下,制成接近于理论密度的无机材料,并改善其物理性能固相粉末烧结过程是粉末颗粒之间发生冶金结合、孔隙消除及压坯化学成分和微组织均匀化的过程。 在烧结过程中,随着温度的上升和时间的延长,颗粒不断长大,空隙则不断减少,通过物质的传递,其总体积收缩,密度增大,最后成为坚实的烧结体,烧结的结果是颗粒之间发生粘结,烧结体的强度增加,密度也提高固相烧结的致密化过程是依靠物质传递和迁移实现的。因此必须存在某种化学位梯度,才能推动物质的迁移。由于纳米粉体颗粒尺寸很小,比表面积大,具有较高的表面能和缺陷能,在加压成型体中,颗粒间的接触面积也很小,总表面积很大而处于较高能量状态。根据最小能量原理,它将自发地向最低能量状态变化,并伴随使系统的表面能减少,所以,粉体的烧结是一个自发的不可逆过程,在烧结过程中由于物质的迁移扩散使颗粒变形并形成界面。粒子表面积的减少伴随着系统自由能的降低,这也是烧结进行的驱动力。 热压烧结(Hot Pressing Sintering,HPS)是在烧结过程中同时施加一定的外力(根据模具材料所能承受的强度,一般压力在10~40MPa),使材料加速流动、重排和致密化。热压烧结温度比常压烧结低100℃~150℃左右,但是热压烧结推动力却比常压烧结大20~100倍。图1为热压烧结设备简图,热压烧结获得的制品密度甚至会达到理论密度的99%,且性能优良,但是仅适合形状简单的制品,很难规模生产。

热压烧结实验报告

热压烧结实验 实验目的: 1 了解热压烧结炉的结构 2 掌握热压烧结炉的使用方法 3 了解真空无压烧结炉的结构(选做) 4 了解真空无压热处理炉的使用方法(选做) 实验原理 1烧结原理 烧结是在在低于熔点的高温下,生坯固体颗粒的相互键联,晶粒长大,孔隙和晶界渐趋减少,通过物质的传递,其总体积收缩,密度增加,最后成为具有某种显微结构的致密多晶烧结体,这种现象称为烧结。烧结在微观上是固态中分子(或原子)间存在互相吸引,通过加热使质点获得足够的能量进行迁移,使粉末体产生颗粒黏结,产生强度并导致致密化和再结晶的过程称为烧结。 真空无压烧结是指将冷压后获得的压坯在真空下烧结的过程。而热压烧结有所不同,是指将干燥粉料充填入模型内,再从单轴方向边加压边加热,使成型和烧结同时完成的一种烧结方法。热压烧结由于加热加压同时进行,粉料处于热塑性状态,有助于颗粒的接触扩散、流动传质过程的进行,因而成型压力仅为冷压

的1/10;还能降低烧结温度,缩短烧结时间,从而抵制晶粒长大,得到晶粒细小、致密度高和机械、电学性能良好的产品。无需添加烧结助剂或成型助剂,可生产超高纯度的陶瓷产品。热压烧结的缺点是过程及设备复杂,生产控制要求严,模具材料要求高,能源消耗大,生产效率较低,生产成本高。 2烧结炉的结构 真空烧结炉由炉体、真空系统、水冷系统、控温系统等组成。炉体采用双层水冷结构,外层采用碳钢结构,内层采用奥氏体不锈钢材料0Cr18Ni9。真空系统由机械泵、扩散泵组成真空机组组成。水冷系统具有断水声、光报警自动切断加热电源功能。 热压烧结炉由炉体、液压系统、真空系统、脉冲直流电源、水冷系统、控温系统等组成。炉体采用双层水冷结构,全奥氏体不锈钢材料0Cr18Ni9。、真空系统由机械泵、扩散泵组成真空机组组成。脉冲直流电源采用IGBT为数字功率模块。液压系统采用电动输入方式。水冷系统具有断水声、光报警自动切断加热电源功能。 控温系统:由智能仪表对直流脉冲电源进行功率控制及炉温控制。 3 烧结炉技术参数 真空烧结设备输入电压AC380V,50Hz;最高温度1600℃;样品室直径Φ150mm;冷态极限真空度6.67×10-3Pa,最大功率25KW。 热压设备输入电压AC380V,50Hz;出电压DC 0-10V,最高温度2000℃以上;最大压力100KN;样品直径Φ30mm;最大位移∶

纳米材料制备方法

1 高能冲击法制备纳米晶结构材料的研究 本文对在炸药爆炸产生的高能冲击波条件下纳米晶结构材料的形成进行了研究。对爆炸复合后的Cu/Fe复合板的组织结构变化进行了金相、TEM、HRTEM观察。结果表明:在接合界面的一定厚度范围之内材料发生了纳米晶化,有的地方甚至出现了非晶化现象。在爆炸复合工艺所具有的近乎极端的条件---高冲击力、高塑性变形、高塑变速率、以及绝热状态下温度的瞬时升降之下,材料内部尤其是在接合界面处,位错的密度将极大增殖并且运动和堆积,空位的密度也将急剧增加,从而使材料被分割碎化成纳米尺度的组织形貌,甚至有的地方的原子排列呈无规则的非晶态。这一实验结果说明:可望通过高能冲击的方法制备纳米晶结构薄膜材料以及纳米晶块状材料。 2 等离子体法制取纳米粉末 等离子体是一种高温、高能量密度由电子、离子、原子与分子组成的电中性的带电异体,它可以由惰性、中性、氧化性和还原性等不同气体形成该种气体或两种以上气体的等离子体。等离子体可分为低压冷等离子体(也称非平衡等离子体)和常压热等离子体(也称准平衡等离子体)。 3 高能球磨法在纳米材料研究中的应用 自高能球磨法(HEM)一经出现,就成为制备纳米材料的一种重要途径。随着研究的不断深入,它不仅被广泛用来制备新金属材料,而且被用来制备非晶材料,纳米晶材料以及陶瓷材料等,成为材料研究领域内一种非常重要的方法。 4 纳米粉体制备技术及其产业化 纳米粉体材料制备与应用是纳米科技的一个重要分支,对于改造我国传统的粉末工业,促进产品更新换代,极大地提高粉末产品的附加值,推动相关制造行业的发展起到十分重要的作用。某研究中心着重于纳米粉体制备技术工程研究与技术集成,先后开发成功纳米级超细碳酸钙工业化制备技术、超细磁粉工业化制备技术、纳米磁流体制备技术、自固化磷酸钙骨水泥生物材料制备技术等十几项科研成果,并已部分实现产业化,其中纳米级超细活性碳酸钙技术已实现年产1.5万吨生产规模的建设。 粉体工业是一个重要的基础原料产业,具有十分广阔的市场,它不仅可广泛用于改造橡胶、塑料、造纸、涂料、化妆品等传统化工产业,而且纳米粉体材料还是促进信息记录介质、精细陶瓷、电子基片、生物材料等新兴材料产业发展的基础。 5 纳米微粒的微乳液制备方法 纳米材料的制备是纳米科学发展的基础。微乳液法与传统的制备方法相比具有明显的优势。文章较全面地介绍了微乳液中纳米微粒的形成机理、影响因素及对纳米微粒结构的鉴定方法。 6 脉冲能技术在超细粉碎领域中的应用 介绍了近期国外将脉冲能技术应用在超细粉体及粉碎领域上取得的进展,对在该领域出现的几种新方法和设备及它们的性能做了较详细的阐述。 7 溶胶-凝胶技术与纳米材料的制备 介绍了溶胶-凝胶技术的化学理论、水解活性的控制方法及非醇盐溶胶-凝胶技术。评述溶胶-凝胶技术的研究进展及其在纳米材料制备中的应用。 8 嵌段共聚物自组装及其在纳米材料制备中的应用(上) 嵌段共聚物分子链中,嵌段间的相互热力学不相容性及化学键相连接性,使体系发生自组装。通过适当的分子及体系,嵌段共聚物体系能够自组装形成丰富的周期性有序微结构。本文概要地总结了嵌段共聚物体系主

粉末冶金烧结方法

在粉末冶金中不同的产品、不同的性能烧结方法是不一样的。 ⑴按原料组成不同分类。可以将烧结分为单元系烧结、多元系固相烧结及多元系液相烧结。 单元系烧结是纯金属(如难熔金属和纯铁软磁材料)或化合物(Al2O3、B4C、BeO、MoSi2等)熔点以下的温度进行固相烧结。多元系固相烧结是由两种或两种以上的组元构成的烧结体系,在其中低熔成分的熔点温度以下进行的固相烧结。粉末烧结合金多属于这一类。如Cu-Ni、Fe-Ni、Cu-Au、W-Mo、Ag-Au、Fe-Cu、W-Ni、Fe-C、Cu-C、Cu-W、Ag-W等。多元系液相烧结以超过系统中低熔成分熔点的温度进行的烧结。如W-Cu-Ni、W-C粉末冶金u、WC-Co、TiC-Ni、Fe-Cu(Cu>10%、Fe-Ni-Al、Cu-Pb、Cu-Sn、Fe-Cu(Cu<10%)等 ⑵按进料方式不同分类。分为为连续烧结和间歇烧结。 连续烧结烧结炉具有脱蜡、预烧、烧结、制冷各功能区段,烧结时烧结材料连续地或平稳、分段地完成各阶段的烧结。连续烧结生产效率高,适用于大批量生产。常用的进料方式有推杆式、辊道式和网带传送式等。 间歇烧结零件置于炉内静止不动,通过控温设备,对烧结炉进行需要的预热、加热及冷却循环操作,完成烧结材料的烧结过程。间歇烧结可依据炉内烧结材料的性能确定合适的烧结制度,但生产效率低,适用于单件、小批量生产,常用的烧结炉有钟罩式炉、箱式炉等。 除上述分类方法外。按烧结温度下是否有液相分为固相烧结和液相烧结;按烧结温度分为中温烧结和高温烧结(1100~1700℃),按烧结气氛的不同分为空气烧结,氢气保护烧结(如钼丝炉、不锈钢管和氢气炉等)和真空烧结。另外还有超高压烧结、活化热压烧结等新的烧结技术。 2.影响粉末制品烧结质量的因素 影响烧结体性能的因素很多,主要是粉末体的性状、成形条件和烧结的条件。烧结条件的因素包括加热速度、烧结温度和时间、冷却速度、烧结气氛及烧结加压状况等。 ⑴烧结温度和时间烧结温度的高低和时间的长短影响到烧结体的孔隙率、致密度、强度和硬度等。烧结温度过高和时间过长,将降低产品性能,甚至出现制品过烧缺陷;烧结温度过低或时间过短,制品会因欠烧而引起性能下降。 ⑵烧结气氛粉末冶金常用的烧结气氛有还原气氛、真空、氢气氛等。烧结气氛也直接影响到烧结体的性能。在还原气氛下烧结防止压坯烧损并可使表面氧化物还原。如铁基、铜基制品常采用发生炉煤气或分解氨,硬质合金、不锈钢常采用纯氢。活性金属或难熔金属(如铍、钛、锆、钽)、含TiC的硬质合金及不锈钢等可采用真空烧结。真空烧结能避免气氛中的有害成分(H2O、O2、H2)等的不利影响,还可降低烧结温度(一般可降低100~150℃)。

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