ZrB2-SiC層狀高強(qiáng)界面復(fù)合陶瓷材料高溫力學(xué)性能研究*

康 永

(陜西金泰氯堿化工有限公司 陜西 榆林 718100)

前言

由于超高溫材料[1]在極端環(huán)境中具有優(yōu)異的物理化學(xué)性能，能夠適應(yīng)超高音速飛行，因此成為可重復(fù)使用運(yùn)載飛船領(lǐng)域最具有前途的候選材料之一[1]。而這些領(lǐng)域?qū)δ透邷睾涂寡趸阅苡袠O其嚴(yán)苛的要求，需要在反應(yīng)氣氛中且溫度大于1 800 ℃時(shí)具有穩(wěn)定的物理化學(xué)性能和足夠的強(qiáng)度[2]。ZrB2作為典型的超高溫陶瓷，它具有六方晶系C32型的準(zhǔn)金屬(既有金屬性質(zhì)，又有非金屬性質(zhì))結(jié)構(gòu)的化合物，并且同時(shí)擁有金屬鍵和共價(jià)鍵，因此它具有高熔點(diǎn)(3 245 ℃)、高強(qiáng)度、高硬度以及優(yōu)良的導(dǎo)電、導(dǎo)熱、耐腐蝕等優(yōu)良的性能，這些優(yōu)異的性能讓它成為耐超高溫陶瓷材料中的佼佼者[3]。根據(jù)Zr-B的二元相圖可以看出，Zr與B能形成各式各樣的化合物有ZrB、ZrB2、ZrB12等，其中ZrB2有很寬的溫度范圍是穩(wěn)定的。B是主族元素，外層電子是2s22p2；Zr為副族元素，外層電子是5s24d2，ZrB2為六方晶系C32型準(zhǔn)金屬結(jié)構(gòu)化合物有力的鐵證[4]。二硼化鋯作為一種高溫陶瓷，具有高密度、高強(qiáng)度、耐高溫、抗氧化等優(yōu)異性能[5]。在ZrB2的晶體結(jié)構(gòu)中，B-離子外層有4個(gè)電子，每個(gè)B-與另外3個(gè)B-以共價(jià)σ鍵相連接，可以形成六方形的平面網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)很是有用；多余的一個(gè)電子能夠形成一定空間的且離域大π鍵結(jié)構(gòu)[6]。B-和Zr2+由于靜電作用能形成離子鍵[7]。晶體結(jié)構(gòu)中硼原子面和鋯原子面交替出現(xiàn)可以形成成二維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，這種類似于石墨結(jié)構(gòu)的硼原子層狀結(jié)構(gòu)和鋯原子層狀結(jié)構(gòu)決定了ZrB2擁有良好的導(dǎo)電導(dǎo)熱和導(dǎo)熱性能[8]。而硼原子面和鋯原子面之間的Zr-B離子鍵以及B-B共價(jià)鍵的強(qiáng)鍵性則決定了ZrB2的高熔點(diǎn)、高硬度和化學(xué)穩(wěn)定性[9]。SiC陶瓷有極強(qiáng)的化學(xué)鍵還有具有高熔點(diǎn)、高硬度、高熱導(dǎo)率和電導(dǎo)率、良好的抗熱震等性能優(yōu)勢(shì)，在超高溫陶瓷中具有極高的應(yīng)用[10]。雖然SiC陶瓷在脆性和耐損傷性能上有致命缺點(diǎn)，但它具有較強(qiáng)的氧化性和耐磨性有效的彌補(bǔ)了這一缺點(diǎn)，它還有較高的硬度和較好的熱穩(wěn)定性和較大的高溫強(qiáng)度和相對(duì)較小的熱膨脹系數(shù)，以及較強(qiáng)的耐化學(xué)腐蝕等優(yōu)良特性。將SiC引入ZrB2中可以改善ZrB2的抗高溫氧化性能和強(qiáng)度，提高陶瓷的斷裂韌性和抗彎強(qiáng)度，并能促進(jìn)陶瓷的致密化，使ZrB2陶瓷具有極其優(yōu)良的性能，能夠在航天領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用[11]。

近年來(lái)，已經(jīng)出現(xiàn)了許多類型的ZrB2基相的復(fù)合材料，通過(guò)各種形式的實(shí)驗(yàn)測(cè)試，使得ZrB2基材料的性能得到較大程度的提升[12]。這些實(shí)驗(yàn)主要以加入第二相增韌材料(如B4C、SiC和其他金屬如Ni等)以及作為第二相加入其他陶瓷材料中以提高其他陶瓷材料的性能(如導(dǎo)電性、強(qiáng)度、熔點(diǎn)等)這兩種形式為中心圍繞展開(kāi)。近年來(lái)大部分測(cè)試均為圍繞著以ZrB2為基相加入SiC顆粒形成復(fù)合材料為熱點(diǎn)研究進(jìn)行的。這種以ZrB2和SiC形成的復(fù)合材料與單一ZrB2陶瓷相比在硬度、耐高溫等方面具有更為優(yōu)良的性能[13]。由ZrB2和SiC復(fù)合而成的超高溫陶瓷材料由于其具有優(yōu)良性能，尤其是在高溫下能形成具有保護(hù)性的氧化層的特點(diǎn)，使之得到了廣泛的研究[14～16]。從20世紀(jì)60年代末至今得到了明顯的發(fā)展，尤其是在超音速航天飛行器方面，得到了廣泛應(yīng)用，為未來(lái)航天器發(fā)展開(kāi)辟了新的前景[17～18]。

筆者對(duì)ZrB2-SiC陶瓷的結(jié)構(gòu)進(jìn)行重新設(shè)計(jì)，主要用無(wú)水乙醇作為溶劑將硼化鋯、碳化硅與粘結(jié)劑混合充分并攪拌均勻后，利用流延法制得流延片。按實(shí)驗(yàn)要求將其制成合理的形狀，薄片經(jīng)脫脂熱壓燒結(jié)后得到以ZrB2-SiC(20%)作為基體片，ZrB2-SiC(50%)作為強(qiáng)界面層，二者交替層疊的層狀ZrB2-20% SiC/ZrB2-50% SiC陶瓷。研究?jī)?nèi)容如下：

1)層狀硼化鋯陶瓷的制備，依次將粘結(jié)劑、骨料燒結(jié)助劑與無(wú)水乙醇等混合攪拌均勻，采用流延成形的工藝制備素坯片，燒結(jié)制備陶瓷樣品。

2)將燒結(jié)好的陶瓷片大樣切割成標(biāo)準(zhǔn)試樣條，在不同的溫度下進(jìn)行彎曲強(qiáng)度測(cè)試實(shí)驗(yàn)，分析材料在高溫下的韌化機(jī)制。

3)對(duì)經(jīng)過(guò)高溫測(cè)試后的試樣條，采用電子掃描電鏡對(duì)材料的微觀結(jié)構(gòu)和斷裂模式進(jìn)行觀察，并分析高溫測(cè)試后后彎曲強(qiáng)度及表面硬度變化的原因及機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)用原料

實(shí)驗(yàn)用試劑見(jiàn)表1。

表1 實(shí)驗(yàn)所用試劑

1.2 實(shí)驗(yàn)用儀器

實(shí)驗(yàn)用儀器設(shè)備見(jiàn)表2。

表2 實(shí)驗(yàn)用主要儀器

1.3 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的制備

層狀強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷的制備過(guò)程包括混料、流延、裝模、脫脂、燒結(jié)等多個(gè)過(guò)程。

1.3.1 料漿的制備

1)基體層料漿的制備。將粒徑為30 nm的ZrB2和粒徑為5 μm的SiC分別按體積比80∶20配制，并進(jìn)行球磨，使其均勻混合，球磨均勻后將混合料在旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)儀上進(jìn)行干燥。制備料漿時(shí)，先將乙醇溶劑與料漿進(jìn)行混合，再緩慢加入粘結(jié)劑，然后攪拌24 h以上，使粉料與粘結(jié)劑充分混合均勻后，再在流延機(jī)上流延成基體片。

2)界面層料漿的制備。本實(shí)驗(yàn)將粒徑為30 nm的ZrB2和粒徑為5 μm的SiC分別按照體積比為50∶50配制，并進(jìn)行球磨，使其均勻混合。球磨均勻后將混合料在旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)儀上進(jìn)行干燥。制備料漿時(shí)，先將乙醇溶劑與料漿進(jìn)行混合再緩慢加入粘結(jié)劑，然后攪拌24 h以上，使粉料與粘結(jié)劑充分混合均勻，將兩種料漿混合成形。經(jīng)過(guò)切割、裝模、脫脂，最后熱壓燒結(jié)得到層狀超高溫陶瓷。

1.3.2 基體片的制備

將均勻穩(wěn)定的料漿懸浮液在流延紙上進(jìn)行自然流延，通過(guò)控制料漿粘度來(lái)控制流延片的厚度，料漿粘度越小流延片就越薄，料漿粘度越大則流延片的厚度越大。將流延片放在室溫條件下進(jìn)行自然干燥。待溶劑揮發(fā)到一定程度時(shí)，流延片上會(huì)出現(xiàn)網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，直至流延片完全干燥，將其與流延紙分離，并將流延片切割成一定直徑的基體片。基體片的厚度約為500 μm，弱界面層的厚度約為50～100 μm。

1.3.3 陶瓷的成形與燒結(jié)

1)裝模。將基體片裁剪成直徑為50 mm的圓片，將基體層與界面層按照一定質(zhì)量比例交替疊放到內(nèi)徑為50 mm的石墨模具中。為了防止坯體與頂部和底部模具粘結(jié)，模具在模具底部和上部分別添加兩層相同大小的石墨紙。同樣，為了防止在脫脂和燒結(jié)過(guò)程中制品與石墨粘結(jié)，在石墨模具內(nèi)預(yù)涂一層BN涂層。裝模完成后，在壓機(jī)上進(jìn)行預(yù)壓成形，成形壓力約為15～20 MPa。

2)脫脂。為了避免生坯中的有機(jī)雜質(zhì)在燒結(jié)的過(guò)程中變成氣體逸出，影響陶瓷的致密度與機(jī)械性能，需在燒結(jié)前進(jìn)行脫脂處理。其脫脂溫度為650 ℃，以升溫速率為0.5 ℃/min升溫到脫脂溫度，保溫30 min。

3)熱壓燒結(jié)。燒結(jié)溫度為1 950 ℃，保溫時(shí)間為1 h，升溫速度為10 ℃/min，壓力為30 MPa，燒結(jié)氣氛為氬氣。

1.4 樣品的分析與性能測(cè)試

1.4.1 SEM微觀結(jié)構(gòu)觀察

1)測(cè)試目的。通過(guò)掃描電子顯微鏡觀察燒結(jié)體斷口的形貌、晶體在基體中的聚集狀態(tài)、粒徑的大小、分布等方面情況。

2)測(cè)試原理。SEM是利用聚焦的電子束掃描試樣時(shí)，產(chǎn)生某些物理激勵(lì)信號(hào)，用信號(hào)調(diào)制同步掃描的顯像管，在適當(dāng)?shù)奈恢贸上?。它具有解析力高、連續(xù)可調(diào)放大倍數(shù)、樣品制備簡(jiǎn)單等優(yōu)點(diǎn)，可觀察材料斷口和顯微組織三維形態(tài)，同時(shí)還可進(jìn)行表面成分分析。

掃描電鏡的成像原理和透射電鏡不同，它不是使用透鏡進(jìn)行放大成像，而是像閉路電視系統(tǒng)那樣，逐點(diǎn)逐行掃描成像。

電子槍發(fā)射電子束在加速電壓作用下，經(jīng)電子透鏡聚焦后，在樣品表面按順序逐行掃描，激發(fā)樣品產(chǎn)生各種物理信號(hào)，經(jīng)放大，傳送到顯像管的柵極上，同步調(diào)制顯像管的電子束強(qiáng)度，兩束電子束作同步掃描，樣品上電子束的位置與顯像管熒光屏上電子束的位置一一對(duì)應(yīng)。熒光屏上得到與樣品表面特征對(duì)應(yīng)的信息圖，畫(huà)面上亮度的疏密程度表示該信息的強(qiáng)弱分布。

1.4.2 高溫彎曲強(qiáng)度測(cè)試

1)測(cè)試目的。分別在不同高溫下(1 200 ℃，1 300 ℃，1 400 ℃，1 500 ℃)，測(cè)量試樣條的彎曲強(qiáng)度，根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析高溫條件對(duì)試樣材料所產(chǎn)生的影響。

2)測(cè)試原理。彎曲強(qiáng)度材料在彎曲負(fù)荷作用下破裂或達(dá)到規(guī)定撓度時(shí)能承受的最大應(yīng)力，檢驗(yàn)材料在經(jīng)受彎曲負(fù)荷作用時(shí)的性能。

具體步驟如下：

1)將試樣切割為3 mm×4 mm×36 mm的試樣條，在每個(gè)試樣條靠近中間的部位選取3個(gè)測(cè)量點(diǎn)，分別用游標(biāo)卡尺精確量取試樣條的寬和高，取其平均值。

2)將試樣條放在微控電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上，開(kāi)啟加熱裝置，當(dāng)?shù)竭_(dá)指定溫度時(shí)，用三點(diǎn)彎曲法測(cè)試其抗彎強(qiáng)度，跨距30 mm，加載速率 0.5 mm/min，進(jìn)行三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度測(cè)試，見(jiàn)圖1。

圖1 三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度測(cè)試示意圖

2 結(jié)果與討論

2.1 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的力學(xué)性能分析

表3為層狀ZrB2-SiC陶瓷經(jīng)過(guò)高溫測(cè)試的力學(xué)性能，所得到的彎曲強(qiáng)度、斷裂韌性、彈性模量，分為垂直方向與平行方向。試樣在垂直方向上彎曲強(qiáng)度平均值為517 MPa，斷裂韌性平均值為6.21 MPa·m1/2，彈性模量為202.75 GPa，在水平方向上彎曲強(qiáng)度是垂直方向上的1.212倍；斷裂韌性是垂直方向的1.15倍；彈性模量是垂直方向的1.176倍。

從表3可以看出，平行方向的數(shù)值普遍高于水平方向的數(shù)值，這是因?yàn)椴牧显谒椒较蛏鲜菍訝钆帕?，不容易斷裂而在垂直方向更容易斷裂?/p>

表3 層狀硼化鋯陶瓷的力學(xué)性能

2.2 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的形貌

從圖2可以看出，試樣表面具有明顯的分層現(xiàn)象，淺的一層為基體層由ZrB2-SiC(20%)組成，深的一層為強(qiáng)界面層也是由ZrB2-SiC(50%)組成。基體層的厚度約為400 μm，強(qiáng)界面層的厚度約為100 μm。觀察材料斷面并通過(guò)對(duì)SEM圖片的觀察可以清晰地觀察到強(qiáng)界面(見(jiàn)圖3)。

從圖3可以看出，斷截面凹凸不平，難以發(fā)現(xiàn)分層，顏色與圖2相近，物質(zhì)相同。分層不明顯是因?yàn)閮山缑娉煞窒嗨?，區(qū)分較困難。

圖2 ZrB2-SiC側(cè)面SEM照片

圖3 ZrB2-SiC斷面SEM照片

2.3 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷試樣SEM照片

圖4 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的載荷位移變化曲線

從圖4可以看出，當(dāng)溫度為800～1 000 ℃時(shí)，強(qiáng)度是呈小幅上升的趨勢(shì)，經(jīng)過(guò)能譜圖分析，發(fā)現(xiàn)在此溫度范圍內(nèi)時(shí)，ZrB2和氧氣發(fā)生了式(1)的反應(yīng)，生成了B2O3液相產(chǎn)物流動(dòng)進(jìn)入了表面缺陷并對(duì)缺陷進(jìn)行了修復(fù)，但這種類型的修復(fù)只限于表面缺陷，對(duì)于材料內(nèi)部的缺陷無(wú)法進(jìn)行修復(fù)。此后當(dāng)溫度繼續(xù)上升，同時(shí)伴隨的熱膨脹系數(shù)的增大和表面基相的氧化以及材料內(nèi)部的缺陷逐漸增多，導(dǎo)致材料本身的缺陷增加，使試樣損傷程度變得更加嚴(yán)重，這樣的結(jié)果使材料表現(xiàn)為彎曲強(qiáng)度迅速降低，至1 200 ℃時(shí)到達(dá)強(qiáng)度最低點(diǎn)，僅為338.23 MPa。

2.4 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷試樣表面觀察

如圖5所示，室溫及經(jīng)不同溫度高溫彎曲強(qiáng)度測(cè)試后陶瓷試樣從左往右依次為室溫、1 200 ℃、1 300 ℃、1 400 ℃、1 500 ℃、，尺寸平均為36.0 mm×3.9 mm×2.9 mm。從圖5可以看出，隨著溫度升高，陶瓷試樣表面的顏色逐漸加深，表面產(chǎn)生的氧化層逐漸趨于致密，同時(shí)產(chǎn)生玻璃相使表面呈現(xiàn)凹凸不平的趨勢(shì)。從圖5還可以看出，試樣表面在1 300 ℃以后會(huì)出現(xiàn)白色條紋，根據(jù)能譜圖判斷出，這些白色條紋為ZrO2，這是由于溫度到達(dá)一定程度后，ZrB2與空氣中的氧氣反應(yīng)生成ZrO2和B2O3。反應(yīng)公式為：

(1)

圖5 高溫彎曲強(qiáng)度測(cè)試后的層狀強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷試樣實(shí)物圖

2.5 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷彎曲強(qiáng)度

將層狀強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷試樣分別在常溫、1 200 ℃、1 300 ℃、1 400 ℃和1 500 ℃下，進(jìn)行彎曲強(qiáng)度測(cè)試，當(dāng)材料中的熱引力達(dá)到抗彎強(qiáng)度時(shí)，材料就會(huì)出現(xiàn)裂痕，而一旦出現(xiàn)裂痕就導(dǎo)致材料會(huì)完全斷裂，測(cè)試結(jié)果如圖6所示。

由圖6可以看出，陶瓷試樣在常溫、1 200 ℃、1 300 ℃、1 400 ℃、1 500 ℃下，平行方向的彎曲強(qiáng)度分別為617 MPa、401 MPa、331 MPa、253 MPa、195 MPa；垂直方向的彎曲強(qiáng)度分別為524 MPa、398 MPa、301 MPa、220 MPa、225 MPa。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：層狀強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷試樣在高溫條件下的彎曲強(qiáng)度隨溫度的升高逐漸降低，平行方向由常溫下最高617 MPa逐漸降到1 500 ℃時(shí)的195 MPa；垂直方向由常溫下的最高524 MPa逐漸降到1 400 ℃時(shí)220 MPa，在到1 500 ℃時(shí)的195 MPa時(shí)，可見(jiàn)其趨勢(shì)是逐漸降低的。通過(guò)分析表明這是材料在高溫下，由于熱膨脹系數(shù)和材料氧化，導(dǎo)致材料缺陷在短時(shí)間內(nèi)增加，材料損傷程度加重，表現(xiàn)呈材料的彎曲強(qiáng)度降低。因此隨著溫度的逐漸升高，層狀ZrB2-SiC陶瓷試樣材料彎曲強(qiáng)度總體是降低的。

圖6 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的彎曲強(qiáng)度柱狀圖

2.6 層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷載荷位移變化分析

如圖7所示，常溫下不同溫度下ZrB2-SiC陶瓷隨位移的增加載荷強(qiáng)度逐漸升高，最后斷裂，平行方向的最大載荷強(qiáng)度明顯高于垂直方向。在相同位移下垂直方向明顯高于垂直方向。從圖7(a)可以看出，不同溫度下層狀ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣材料在平行方向載荷位移曲線有著明顯的不同，常溫下材料的載荷強(qiáng)度最大為361 N；1 200 ℃時(shí)材料僅小于常溫時(shí)的載荷強(qiáng)度為298 N；1 300 ℃時(shí)材料的載荷強(qiáng)度為299 N；1 400 ℃時(shí)材料的載荷強(qiáng)度為162 N；1 500 ℃時(shí)材料的載荷強(qiáng)度為151 N。根據(jù)上述情況可以明顯看出，ZrB2-SiC陶瓷在平行方向隨著溫度的升高，而載荷強(qiáng)度呈逐漸降低趨勢(shì)；而位移是先逐漸變大，再逐漸變小。通過(guò)上述分析表明：在高溫，材料內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)熱損傷，使熱應(yīng)力集中，導(dǎo)致材料產(chǎn)生裂紋，從而影響材料的力學(xué)性能。而其中1 200 ℃和1 300 ℃時(shí)材料的性能最佳，1 500 ℃時(shí)材料性能最差，這說(shuō)明該材料不適合在1 500 ℃高溫情況下使用。

從圖7可以看出，不同溫度下ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣材料在垂直方向載荷位移曲線有明顯的不同；在垂直方向隨著溫度的升高，載荷強(qiáng)度也是逐漸降低，1 300 ℃之后載荷強(qiáng)度變化最明顯；而位移是先增大，后逐漸變小。材料的性能在1 200 ℃、1 300 ℃時(shí)性能最佳，1 400 ℃、1 500 ℃時(shí)性能較差。這說(shuō)明，該材料適用于1 200 ℃、1 300 ℃，而不適合用于1 400 ℃、1 500 ℃的條件下。

圖7 不同溫度下強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷位移載荷變化圖

由上述情況可以看出，ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣材料在高溫情況下，材料產(chǎn)生了蠕變。隨著溫度逐漸升高，材料內(nèi)部產(chǎn)生熱損傷，并使應(yīng)力集中，產(chǎn)生微觀小裂紋，致使載荷強(qiáng)度逐漸下降；而且在溫度升高的同時(shí)，基體開(kāi)始軟化，使斷裂韌性逐漸變強(qiáng)，當(dāng)熱損傷和基體軟化更加嚴(yán)重時(shí)，斷裂韌性也會(huì)減小。因此可以表明：不同的溫度會(huì)影響材料的力學(xué)性能。

2.7 高溫測(cè)試后層狀強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷的形貌

我們分組將經(jīng)過(guò)高溫彎曲強(qiáng)度測(cè)試后的層狀強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷試樣進(jìn)行掃描電鏡掃描并對(duì)其進(jìn)行觀察拍照，可以了解到材料表面的形貌主要缺陷是由材料抗氧化性能的主要因素決定。通過(guò)對(duì)強(qiáng)界面ZrB2-SiC不同溫度下即1 200 ℃和1 500 ℃進(jìn)行分析，討論其表面形貌與材料彎曲強(qiáng)度的關(guān)系。

圖8為經(jīng)過(guò)1 200 ℃高溫測(cè)試后的陶瓷試樣表面的掃描電鏡圖。如圖8(a)所示，我們可以清晰地觀察到1 200 ℃下試樣表面有明顯的白色條紋生成，白色物質(zhì)與黑色物質(zhì)相間分布，表面凹凸不平，根據(jù)能譜圖分析，其為ZrO2。

圖8(b)是陶瓷中的Zr在高溫下氧化的結(jié)果。由于ZrO2的形成使得陶瓷的彎曲強(qiáng)度下降。如圖8(b)所示，可以更加清楚的看出陶瓷表面凹凸不平，凹面呈深色，凸面呈白褐色，圖像更加清晰。

圖8 1 200 ℃強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷表面SEM照片

圖9為經(jīng)過(guò)1 500 ℃高溫測(cè)試后的膨化鋯陶瓷表面的掃描電鏡圖。從圖9(a)可以觀察到，絕大多數(shù)晶體表面有一層或多層玻璃相生成覆蓋在表面，因而圖中會(huì)出現(xiàn)層狀基相，對(duì)材料進(jìn)行額外程度上的補(bǔ)強(qiáng)修復(fù),在溫度上升的過(guò)程中，雖然B2O3有的分解，同時(shí)材料表面內(nèi)部因?yàn)楦邷禺a(chǎn)生的缺陷增多，但是伴隨著SiO2液相的生成，對(duì)材料的缺陷有二次修復(fù)的效果，較好的填充并重新覆蓋了一層SiO2，從而使材料的彎曲強(qiáng)度實(shí)現(xiàn)了第二次快速增長(zhǎng)。但是由于溫度越高，材料又受到熱損傷和應(yīng)力集中的影響，因此無(wú)法達(dá)到原有的強(qiáng)度。

圖9 1 500 ℃強(qiáng)界面硼化鋯陶瓷表面SEM照片

3 結(jié)語(yǔ)

筆者主要是通過(guò)讓強(qiáng)界面ZrB2-SiC受到不同溫度，進(jìn)行熱壓來(lái)測(cè)試材料在相應(yīng)溫度下所能承受的最大力和彎曲強(qiáng)度，然后對(duì)測(cè)試后的試樣條進(jìn)行拍照分析，從材料的宏觀表面，以及SEM照片的微觀表面和斷面來(lái)分析材料在不同溫度點(diǎn)之間強(qiáng)度發(fā)生變化的主要原因。通過(guò)以上數(shù)據(jù)和照片觀察的整體分析，可以得出如下結(jié)論：

1)強(qiáng)界面ZrB2-SiC陶瓷的彎曲強(qiáng)度隨著溫度的上升而下降，在1 200 ℃時(shí)達(dá)到最大值，水平方向的彎曲強(qiáng)度為377.97 MPa，垂直方向?yàn)?35.9 MPa。這主要是材料由于高溫產(chǎn)生缺陷以及玻璃相的生成對(duì)材料缺陷的修復(fù)等因素共同作用的結(jié)果。

2)強(qiáng)界面ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣材料在高溫度情況下，材料產(chǎn)生了蠕變。隨著溫度的逐漸升高，材料內(nèi)部產(chǎn)生熱損傷，并使應(yīng)力集中，產(chǎn)生微觀小裂紋，使載荷強(qiáng)度逐漸下降；而且在溫度升高的同時(shí)，基體開(kāi)始軟化，使斷裂韌性開(kāi)始變強(qiáng)，當(dāng)熱損傷和基體軟化更加嚴(yán)重時(shí)，斷裂韌性也會(huì)減小。因此可以表明：不同的溫度會(huì)使材料的力學(xué)性能不同。

3)將經(jīng)過(guò)高溫測(cè)試后的層狀ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣用電子掃描電鏡進(jìn)行觀察，并分析高溫測(cè)試之后的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性的變化發(fā)現(xiàn)：層狀ZrB2-20%SiC/ZrB2-50%SiC陶瓷試樣在高溫下生成的氧化物玻璃相對(duì)高溫彎曲測(cè)試過(guò)程中產(chǎn)生的宏觀裂紋等缺陷有一定的修復(fù)作用；氧化物玻璃相在高溫時(shí)呈液體在流動(dòng)過(guò)程中對(duì)宏觀裂紋產(chǎn)生彌合填充作用，對(duì)材料有修復(fù)效果。

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