碳化铬耐磨材料的制备及摩擦学性能研究
[摘 要] 利用高温烧结工艺制备高碳化铬耐磨钢复合材料，利用金相显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪，分析碳化铬耐磨钢的组织及物相结构，并进行硬度测试。采用环块摩擦磨损试验机，考察干摩擦条件下，碳化铬耐磨钢铸件的摩擦磨损性能。实验结果表明，高碳化铬耐磨钢的物相组成主要为Cr7C3、Cr3C2和α-Fe三种物相，其组织结构为针状或条状结构。在1300°C加热60分钟保温10分钟条件下得到的试样，平均硬度值较高，有较好的力学性能。磨损率较低，整体摩擦系数较高，表现出良好的耐磨性能。
[关键词] 碳化铬 耐磨铸钢 组织结构 摩擦磨损性能
前言
磨损是工程构件的主要破坏方式之一， 同时也是机械零件失效的三种主要原因(磨损、腐蚀、疲劳)之一，各种机械零件的磨损所造成的能源和材料的消耗是惊人的。高锰钢和耐磨铸铁作为耐磨材料被广泛应用。近年来，高锰钢在理论研究和实际应用方面日益得到重视。有许多学者在超高锰钢成分设计、生产制造等方面做了大量工作，既提高了高锰钢的加工硬化能力、耐磨性以及制造加工性能外，又将高锰钢的应用领域拓展到高强度高塑性钢领域[1]。
不断开发性能更好的耐磨材料，以提高生产效率，降低生产成本，节约资源和能源，这具有十分重要的意义。
中碳低合金耐磨铸铸钢由于合金元素含量较低，具有高硬度、高耐磨和良好的韧性配合，工艺简单，成本低廉，获得了广泛应用，成为近年来发展的热点在各种形式的合金铸钢的成份中，碳是影响衬板材料力学性能，如硬度、冲击韧性的主要元素;铬则是合金耐磨铸钢常用的主要合金元素，但我国铬资源比较短缺，因此本文研制碳铬系合金铸钢，探讨碳铬含量对试验钢力学性能(硬度、冲击韧性)及耐磨性的影响。由于通过控制化学成份和适当的热处理得到马氏体或马氏体—贝氏体组织，具有良好的耐磨性。
1 实验方法和内容
1.1 试验过程简图
1.2 实验材料制备
1.2.1 成分设计
实验以美国SAS公司的高性能SA1750CR碳化铬耐磨钢为设计依据，耐磨钢的元素含量设计为：Cr：45%、C：6.5%、Mn：1.5%，余量为Fe。由于耐磨钢中的Cr是以碳化铬形式存在硬质强化相，固实验选用Cr3C2粉末、纯Fe粉和Fe-Mn合金粉为原料，按照复合粉体的混合比例，设计其配比为Cr3C2：51.92wt%、纯Fe粉：46.08wt%、Fe-Mn粉：2wt%。实验采用球磨法混料12h，干燥后备用。
1.2.2 耐磨钢的制备
加热炉为SX3-6-14快速升温电阻炉，最高温度1400°C。实验时预设定好最高加热温度和保温时间，实验完成后随炉冷却至室温。
1.3硬度测试
1.3.1 洛氏硬度测试
实验采用时代TH300硬度计洛氏硬度计和数字自动转塔LCD显微维氏硬度计，测试不同条件下试样的硬度值并进行对比，研究不同条件对材料的硬度的影响，试样与金相试样相同。测试条件为150kN，保压3秒，每组试样测六次，最后求硬度平均值。
1.3.2 维氏硬度测试(HV)
采用HXD-1000TM/LCD数字式显微硬度计测定维氏硬度。以一定的试验力，将两相对面夹角为136°的正四棱锥体金刚石压头压抛光处理后的试样表面，保持规定的时间后卸除试验力，测量压痕两对角线长度，用压痕单位面积承受的试验力表示维氏硬度值。本次试验选择了不同的试验力进行测定，以0.3mm/s的加载速度施加载荷，保持试验力20s，同一试样上测试压痕点数6个。显微硬度值按下列公式进行计算：
HV=
式中：HV为维氏硬度值(N/mm2)，F为试验力(N)，d为压痕两对角线的平均值(mm)，α为金刚石压头相对面夹角(136°)。
1.4金相组织观察
本实验采用OLYMPUS GX51金相显微镜，观察耐磨铸钢试样的金相组织，研究组织和性能之间的关系。金相试样制备：取样*人工研磨水冲洗*抛光*水冲洗*酒精棉球清洗*烘干*浸蚀*水冲洗*酒精棉球清洗*烘干*观察。用金相显微镜采集系统观察至清晰的组织并照相分析。浸蚀剂：4%的硝酸酒精，浸蚀时间：10s左右。
1.5 XRD衍射成分分析
X射线衍射仪主要用于材料相结构分析。所用仪器为日本理学(Rigaku)公司D/Max-3B型X射线衍射仪。利用Origin70软件和MDI jade软件对衍射结果进行处理分析。
1.6摩擦磨损试验
实验仪器为M2000型磨损试验机。实验条件：转速(r)：200r/min摩擦用钢环直径(D)为40mm，载荷(F)为200N，每个试样实验时间(t)为60min。实验主要是将不同条件下制备的试样在试验机上进行摩擦磨损试验，试样尺寸规格：10×10×20mm试样表面应打磨的较平整并将要进行试验的一面抛光。试验前先将所有试样在超声波仪器中用无水乙醇清洗(至少30min)，再放入60℃的干燥箱中干燥(至少12小时)。干燥后称量磨损前的质量(每个至少三次，取平均值)，然后进行摩擦磨损试验，试验时记录实验数据，试验后同样将试样进行清洗干燥，干燥后称量磨损后的质量(每个至少三次，取平均值)。
根据所选取的磨损试验方法和磨损材料的不同，可选用不同的耐磨性能评定方法，以期获得精确可靠的实验数据，本实验利用称重法进行耐磨性能的评定[1]:即利用电子天平分别测量实验前后的试样的质量，计算出质量变化，从而来评定铸件材料的耐磨性能。
磨损率(Wear rate)是评定材料耐磨性能的重要指标，可以用来表征材料在不同加载条件，不同行程下的磨损量大小，其计算公式如下所示：
磨损率：Wear rate=Δm/F·L
式中：Δm为磨损失重，单位mg，N为摩擦磨损试验时载荷，单位N，L为摩擦行程，单位m。
摩擦系数μ按下列公式进行计算：
摩擦系数
其中，M为摩擦力矩(N·m);N为载荷，200N;R为圆环半径，0.020m。
根据所得到的数据结果计算磨损率，然后对磨损试样进行扫描电镜试样，观察表面形貌并分析机理。摩擦磨损实验后，用扫描电子显微镜对磨损表面的微观组织形貌进行观察分析，确定不同试样在不同实验条件下的磨损情况和磨损机制。
2 试验结果和分析
2.1 硬度测试
2.1.1 洛氏硬度测试
图2.1为洛氏硬度测试结果，可以看出，由于实验条件不同，所制备的试样的硬度也不同，升温时间和升温温度对铸件硬度的有明显影响。铸件制备过程中，升温时间过长，在高温情况下会发生氧化而影响组织成分，对硬度也会发生影响。由上图可知相同最高温条件下， 60min条件所获得铸件硬度相对较高。另一方面，比较60min、120min、180min相同升温时间下，最高温也应选择适当的温度。对于一号试样最高温1250°C条件下试样无法成功制备，然而温度过高也不好，1300°C时所制备的铸件硬度较高。综述可得，二号(1300°C/60+10)和五号(1360°C/60+10)试样获得的硬度较高。
2.1.2 氏硬度测试(HV)
对于不同试样的维氏硬度的测定结果见图2.2。可以看出，同一种试样在随应力增加的情况下，其硬度变化趋势为先升高后降低然后趋于平稳。另一方面，同一种应力测试条件下，其硬度变化和洛氏硬度测试变化情况基本吻合。
2.2金相组织分析
在不同实验条件下制取的碳化铬耐磨钢试样的金相组织中可以看出，出现白色针状和条块状组织为碳化铬，它存在与Fe基体之中。我们所希望的是能得到独立的而非相互融合的碳化铬组织，对于1300°C温度的二号、三号、四号试样，二号试样碳化铬组织较均需，为针状及长条状且较清晰，相互熔融状态较少。碳化铬组织能起到很好的固定作用，类似于钉扎效应，能有效提高耐磨性。四号试样组织不均匀，且有较多碳化铬相互熔融。而三号试样情况则介于两者之间。
对于1300°C温度下制备的五号、六号、七号三种试样，五号和七号组织较均匀，二号和五号组织结构较为相似，但由于温度不同，结构又稍有不同。七号试样组织较均需，但其硬度结果并不是最好，可能是由于升温时间过长导致部分发生氧化的原因。综上所述，结合其硬度测试结果可知，熔融较少且分布较均匀的细长条或针状的碳化铬组织，有利于提高碳化铬耐磨钢的抗磨损性能。
2.3 XRD衍射成分分析
X射线衍射仪主要用于材料相结构分析。所用仪器为日本理学(Rigaku)公司D/Max-3B型X射线衍射仪。利用Origin7.0软件和MDI jade软件对衍射结果进行处理分析。本试验主要对力学性能较好的二号(1300°C/60+10)和五号(1360°C/60+10)试样进行X射线衍射分析。从结果可以看出，耐磨钢的物相组成主要为Cr7C3、Cr3C2和α-Fe三种物相，Cr7C3化合物相的生成，表明经高温烧结并保温后，部分Cr3C2相发生了转变。从金相组织分析可以看出，Cr7C3化合物相依然为针状或条状，由于Cr7C3、Cr3C2均为高硬度碳化铬相，对硬度和耐磨损性的提高显然是十分有利的。
3 碳化铬耐磨钢摩擦磨损特性研究
3.1 对磨损的一般认识
Nam.P.Su将磨损分为两天类：一类为由材料机械性能决定的磨损，另一类为由化学过程和热激活过程控制的磨损。前者又包括五种类型的磨损即:滑动磨损(剥层磨损)、微动磨损、磨粒磨损、冲蚀磨损(固体颗粒冲击)和疲劳磨损;后者包括四种磨损类型:溶解磨损、扩散磨损、氧化磨损及腐蚀磨损。
3.2磨损试验结果及分析
3.2.1磨损率和摩擦系数
在M-2000型磨损试验机上，分别对二号、三号、四号、五号、七号试样分别进行摩擦磨损实验，摩擦副为GCr15钢环。实验转速(r)：200r/min，钢环直径(D)：40mm，施加载荷(F)：200 N，摩擦磨损时间(t)：60min。利用电子天平分别称出个试样在磨损前后的重量，获得质量差，从而计算磨损率。图3.1给出了磨损率柱状图，可以看出，相同的实验条件下，二号试样(1300°C/60+10)和七号试样(1360°C/180+20)的磨损率几乎一致，四号试样由于试样多孔磨料粉末进入无法比较。其中三号试样(1300°C/120+20)的磨损率最大。由此可知，二号试样和五号试样表现出较好的抗磨损性能。考虑其综合力学性能，二号试样(1300°C/60+10)优于五号1360°C/180+20)试样，实验结果与硬度的测试结果相一致。
图3.2为试样在M-2000型摩擦磨损试验机上测得的摩擦系数随时间的变化曲线。由图中可以看出五种试样的摩擦系数的变化情况。所有试样的摩擦过程可以分为三个阶段：第一阶段为起始阶段，表现出摩擦系数随时间而迅速下降;第二阶段摩擦系数随时间有波动性的变化，但总体呈上升变大的趋势，我们称之为磨合阶段;第三阶段为稳定摩擦阶段，摩擦系数随时间变化缓慢，并趋于平稳，最后达到稳定摩擦系数。由于试样有气孔的存在，使得该阶段存在个别波动稍大的特例。
另外，由图3.2也可以看出，二号试样和三号试样摩擦系数整体较高，而且三号试样在趋于平稳时有稍下降趋势，而二号试样呈稍上升趋势。其中七号试样摩擦系数整体较低。四号、五号试样情况则介于其中。
综上所述，由磨损率和摩擦系数的分析可以比较出，二号和三号试样摩擦性能较好，且综合其力学性能分析，二号试样(1300°C/60+10)要优于三号试样(1300°C/120+20)。相比较两者而言，由于制备时间不同，120min升温时部分会发生氧化，组织也稍有不同，造成这种现象。同时，也可以看出摩擦磨损是一个非常复杂的过程。
3.2.2 磨损区和未磨损区成分分析
摩擦磨损试验后，对试样的进行扫描电镜观察，同时利用X-射线分析磨损区和未磨损区的成分。采集条件：加速电压：20.00keV，活时间：28秒，出射角：35.00度。由表3.3可以看出，磨损区Fe含量有所增加，其它成分变化不大。造成这种现象的原因是耐磨钢的硬度较高，与之配副的材料发生材料了转移。
3.2.3试验结果的影响因素分析
a.摩擦实验外部环境：由于实验时，外部环境相同，故非外部环境影响。
b.材料的成分方面：该实验试样都是有相同的配置，材料成分含量都是相同的，因此上述试样的耐磨性和成分无关。
c.试样本身：由于试样在实验室有限条件下制备，试样铸件有一定的孔，实验过程中可能会有磨料粉末进入，虽然实验前后都经过长时间的超声波清洗，但可能还会有少许残留，造成一定的影响。
d.试验钢的组织方面：由于试样制备的条件(温度、时间)不同，使试样的微观组织结构不同，力学性能也不同，结合各试样的组织图片和力学性能结果分析，这是造成其磨损性能不同的主要原因。
其中，二号试样组织较均匀，长条状和细针状的碳化铬组织较多，弥散效果好，能起到一定的钉扎效应。使其力学性能和摩擦磨损性能有效提高。综上所述，影响实验中相同成分的铸件试样耐磨性的主要因素是试验钢的组织结构。
3.3 试样磨损形貌及磨损机理分析
五个试样分别在M-2000型摩擦磨损试验机上进行60分钟摩擦磨损试验，经过无水乙醇在超声波仪器中清洗并干燥后，在电子分析天平上称量后，在扫描电镜下扫描磨损面。
由各试样磨损面的图片对比可发现，二号试样和五号试样的磨损面较平整，磨损较轻。其中二号试样出现较轻的犁沟，而五号试样只出现极轻的疲劳磨损。四号试样磨损最严重，有严重的疲劳剥落现象发生，主要是微观断裂磨损机理，同时也伴随着犁沟的出现。对于三号试样，其磨损机理主要是以疲劳剥落为主。七号试样则是犁沟和疲劳剥落同时发生。
4 结论
1. 高碳化铬耐磨钢的物相组成主要为Cr7C3、Cr3C2和α-Fe三种物相，其组织结构为针状或条状结构。
2. 实验结果表明，二号试样(1300°C/60+10)和五号试样(1360°C/60+10)的平均硬度值较高，有较好的力学性能，且二号要优于五号试样。
3.相同摩擦磨损实验条件下，二号试样(1300°C/60+10)和七号试样(1360°C/180+20)的磨损率几乎一致，四号试样由于试样多孔磨料粉末进入无法比较，三号试样(1300°C/120+20)的磨损率最大。由此可知，二号试样和五号试样表现出较好的抗磨损性能。
4. 根据摩擦磨损试验及对磨损面的扫描电镜分析可知，碳化铬耐磨钢二号和五号试样的磨损面较平整，表面只有少量的疲劳磨损和较轻的犁沟。磨损率较低，整体摩擦系数较高，表现出良好的耐磨性能。升温时间长的三号、四号试样有严重的疲劳剥落现象发生，主要是微观断裂磨损机理，同时也伴随着犁沟的出现。
参 考 文 献
[1]徐雪霞，白秉哲.我国贝氏体耐磨铸钢的发展及应用[J]，北京：铸造技术 2008
[2]丁晖，陈恒新，力玉海，车殿科.中碳低合金耐磨钢及其磨料磨损行为的研究[J]
[3]王洪发.金属耐磨材料的现状与展望[J].铸造，2000，(增刊):57.
[4]丁晖，陈恒新，力玉海，车殿科.中碳低合金耐磨钢及其磨料磨损行为的研究[J]
[5]刘菊东，陈康敏，侯达盘，曾伟民，王大镇，许志龙.40Cr钢磨削淬硬层的磨损试验.金属热处理2008，33(2)
[6]刘洪涛.不同热处理条件下45# 钢与40Cr钢摩擦学性能比较[J]. 润滑与密封.2007，32(7)
作者：陈世涛
陶瓷纤维是一种集传统绝热材料、耐火材料优良性能于一体的纤维状轻质耐火材料。其产品涉及各领域,广泛应用于各工业部门,是提高工业窑炉、加热装置等热设备热工性能,实现结构轻型化和节能的基础材料。
主要化学成份:
SiO2: 45%-55%
AL2O3: 40%-50%
Fe2O3:0.8%-1.0%
Na2O+K2O:0.2-0.5%
特点及用途:
具有低导热率,优良的热稳定性,化学稳定性,无腐蚀性.用该纤维生产的制动器衬片具有良好的耐高温性和分散性,适合各类混料机搅拌.
适用于有耐高温要求,热恢复性能好,制动噪音小的制动器衬片.
陶瓷纤维是一种纤维状轻质耐火材料,具有重量轻、耐高温、热稳定性好、导热率低、比热小及耐机械震动等优点,因而在机械、冶金、化工、石油、交通运输、船舶、电子及轻工业部门都得到了广泛的应用,在航空航天及原子能等尖端科学技术部门的应用亦日益增多.发展前景十分看好。陶瓷纤维在我国起步较晚,但一直保持着持续发展的势头,生产能力不断增加,并实现了产品系列化,我国已发展成为世界陶瓷纤维生产大国。
陶瓷纤维的现状及发展趋势
早在1941年,美国巴布考克·维尔考克斯公司就利用天然高岭土经电弧炉熔融后喷吹成了陶瓷纤维。20世纪40年代后期,美国有两家公司生产硅酸铝系纤维,并第1次将其用于航空工业。进入50年代,陶瓷纤维已正式投入工业化生产,到了60年代,已研制开发出多种陶瓷纤维制品,并开始用于工业窑炉的壁衬。1973年全球出现能源危机后,陶瓷纤维获得了迅速的发展,其中以硅酸铝系纤维发展最快,每年以10%~15%的速度增长。美国和加拿大是陶瓷纤维的生产大国,年产量达到了10万t左右,约占世界耐火纤维年总产量的1/3。欧洲的陶瓷纤维产量位于第三,年产量达到6万t左右。在年产30万t的陶瓷纤维中,各种制品的比例大致为:毯和纤维模块45%;真空成型板、毡及异形制品25%;散状纤维棉15%:纤维绳、布等织品6%;纤维不定形材料6%:纤维纸3%。
陶瓷纤维制品的应用领域主要是加工工业和热处理工业(工业窑炉、热处理设备及其它热工设备),其消耗量约占40%,其次是钢铁工业,其消耗量约占25%。国外在提高陶瓷纤维产量的同时,注意研制开发新品种,除1000型、1260型、1400型、1600型及混配纤维等典型陶瓷纤维制品外,近年来在熔体的化学组分中添加ZrO
2、Cr2O3等成分,从而使陶瓷纤维制品的最高使用温度提高到1300℃。此外,有些生产企业还在熔体的化学组分中添加CaO、MgO等成分,研制开发成功多种新产品。如可溶性陶瓷纤维含62%~75%Al2O3的高强陶瓷纤维及耐高温陶瓷纺织纤维等。因此,目前在国外陶瓷纤维的应用带来了十分显著的经济效益,导致陶瓷纤维的应用范围日益扩大,一些主要工业发达国家的陶瓷纤维产量继续保持持续增长的发展势头,其中尤以玻璃态硅酸铝纤维的发展最为迅速。同时,随着陶瓷纤维应用范围的不断扩大,导致陶瓷纤维制品的生产结构随之发生重大改变.如陶瓷纤维毯(包括纤维块)的产量由过去占陶瓷纤维产量的70%下降至45%;陶瓷纤维深加工制品(如纤维绳、布等纤维制品)、纤维纸、纤维浇注料、可塑料、涂抹料等纤维不定形材料的产量大幅度增长,接近于陶瓷纤维产量的15%。陶瓷纤维新品种的开发生产和应用,大大促进了陶瓷纤维的应用技术和施工方法的发展。
我国陶瓷纤维生产起步较晚,在20世纪70年代初期,才先后在北京耐火材料厂和上海耐火材料厂研制成功并投入批量生产。其后10余年主要以“电弧炉熔融、一次风喷吹成纤、湿法手工制毡”的工艺生产陶瓷纤维制品,工艺落后,产品单一。自1984年首钢公司耐火材料厂从美国CE公司引进电阻法甩丝成纤陶瓷纤维针刺毯生产线后.至1987年,又有河南陕县电器厂、广东高明硅酸铝纤维厂和贵阳耐火材料厂分别从美国BW公司和Ferro公司引进了3条不同规模、不同成纤方法的陶瓷纤维针刺毯生产线及真空成型技术,从此改变了我国陶瓷纤维生产工艺、生产设备落后和产品单一的面貌。
自1986年开始.我国通过对引进的陶瓷纤维生产设备和工艺消化、吸收,并结合国情研制、设计建成了不同类型的电阻法甩丝(或喷吹)成纤干法针刺毯生产线82条,安装在45家企业内。年产量已达到10万t以上,成为世界最大的生产国。产品品种多样化.除批量生产低温型、标准型、高纯型、高铝型等多种陶瓷纤维针刺毯及超轻质树脂干法毡(板)外.还可生产14%~17%ZrO2的合锆纤维毯。其使用温度可达1300℃以上。
20世纪80年代末期,日本直井机织公司、车铁及英特莱等机织品公司相继在北京投资建成了陶瓷纤维纺织品专业生产企业,并批量生产陶瓷纤维布、带、扭绳、套管、方盘根等陶瓷纤维纺织品,纤维织品生产所需的散状纤维棉及工艺装备均已实现了国产化。90年代初,北京、上海、辽宁鞍山、山东、河南三门峡等地先后从美国、法国、日本等国引进了陶瓷纤维的喷涂技术和设备;并在冶金、石化部门工业窑炉上应用了陶瓷纤维喷涂炉衬,节省了能耗,取得了良好的经济效益,现已得到了普遍推广,并在冶金、石化和机械等部门工业炉和加热装置中的应用取得了成功的经验。与陶瓷纤维喷涂技术同步发展的陶瓷纤维浇注料、可塑料、涂抹料等纤维不定形材料,不仅已建有国内生产企业,而且已在各类工业窑炉、加热装置和高温管道上推广应用。
因此,目前我国陶瓷纤维已处于持续调整发展的阶段,陶瓷纤维的生产工艺与设备,尤其是干法针刺毯的生产工艺与设备具有世界先进水平,含铬、含锆硅酸铝纤维板,多晶氧化铝纤维,多晶莫耒石纤维及混配纤维制品等新型陶瓷纤维与制品相继开发成功,并投放了工业化生产,使纤维状轻质耐火材料构成了完整的系列产品。陶瓷纤维应用范围的不断扩大,致使高强度、抗风蚀硬性纤维壁衬应用日益普及。同时,陶瓷纤维生产技术的发展,也大大推动了陶瓷纤维的应用技术和施工方法的发展。
陶瓷纤维的化学组成与结构性质
1 陶瓷纤维的化学组成
陶瓷纤维的化学组成见表1所示。
表1 陶瓷纤维的化学组成
2 陶瓷纤维的结构性质
陶瓷纤维的直径一般为2μm~5μm,长度多为30mm~250mm,纤维表面呈光滑的圆柱形,横截面通常是圆形。其结构特点是气孔率高(一般大于90%),而且气孔孔径和比表面积大。由于气孔中的空气具有良好的隔热作用,因而纤维中气孔孔径的大小及气孔的性质(开气孔或闭气孔)对其导热性能具有决定性的影响。实际上,陶瓷纤维的内部组织结构是一种由固态纤维与空气组成的混合结构,其显微结构特点在固相和气相都是以连续相的形式存在,因此,在这种结构中,固态物质以纤维状形式存在,并构成连续相骨架,而气相则连续存在于纤维材料的骨架间隙之中。正是由于陶瓷纤维具有这种结构,使其气孔率较高、气孔孔径和比表面积较大,从而使陶瓷纤维具有优良的隔热性能和较小的体积密度。
陶瓷纤维的机械物理性能
陶瓷纤维品种较多,其化学成分也不相同,因此其机械物理性能也有较大的差异,现选择具代表性的4种主要陶瓷纤维的典型性能列于表2。
表2 4种陶瓷纤维的典型性能
瓷纤维的制造方法
1 化学气相反应法
化学气相反应(CVR)法是以B2O3为原料,经熔纺制成B2O3纤维,再置于较低的温度和氨气中加热,使B2O3与氨气反应生成硼氨中间化合物,再将这种晶型不稳定的纤维在张力下进一步在氨气或氨与氮的混合气体中加热至1800℃,使之转化成BN纤维,其强度可高达2.1GPa,模量可达345GPa。
2 化学气相沉积法
化学气相沉积(CVD)法系由钨芯硼纤维氮化而成。制造时,先将硼纤维加热至560℃进行氧化,再将氧化纤维置于氨中加热至1000℃~1400℃,反应约6h后即可制得BN纤维。
3 聚合物前躯体法
聚合物前躯体法是由聚硼氮烷熔融纺丝制成纤维后进行交联,生产不熔化的纤维.再经裂解制成纤维。
Si3N4纤维有两种制法:一是以氯硅烷和六甲基二硅氮烷为起始原料,先合成稳定的氢化聚硅氮烷,经熔融纺丝制成纤维,再经不熔化和烧制而得到Si3N4纤维;二是以吡啶和二氧化硅烷为原料,在惰性气体保护下反应生成白色的固体加成物,再于氮气中进行氨解得到全氢聚硅氮烷,再置于氮气中进行氨解得到全氢聚硅氮烷.再置于烃类有机溶剂中深解配置成纺丝溶液,经干法纺丝制成纤维,然后在惰性气体或氨气中于1100℃~1200℃温度下进行热处理而得氮化硅纤维。
SiBN3C纤维也是采用聚合物前躯体法生产的,是一种最新的陶瓷纤维,起始原料为聚硅氮烷,经熔融纺丝、交联、不熔化和裂解后制得纤维。
SiO2纤维是通过与制备高硅氧玻璃纤维相同的工艺制得的,先制成玻璃料块,再进行二次熔化,采用铂金坩锅拉丝炉进行熔融纺丝,温度约1150℃.得到纤维或进一步加工成织物等成品后用热盐酸处理,除掉B2O3HNa2O成分,再进行烧结使纤维中SiO2的质量分数达到95%~100%。另外,还有以SiO2为原料,配制成高粘度的溶胶后进行纺丝,制得前躯体纤维后,再加热至1000℃,便可制得纯度为99.999%的石英纤维。此外,还可用石英棒或管用氢氧焰熔融拉成粗纤维,然后再以恒定速度通过氢氧焰或煤气火焰高速拉成直径为4μm~10μm的连续长纤维,SiO2含量为99.9%。
陶瓷纤维的应用领域
陶瓷纤维是一种新型纤维状轻质耐火材料,应用领域很广,主要用于金属基和陶瓷基复合材料和隔热功能材料,如应用于航空、航天和其它要求耐高温和较好力学性能的部件,包括烧蚀材料(如宇航器重返大气层的隔热罩、火箭头锥体、喷嘴、排气口和隔板等)。此外,还可应用于熔融金属或高温气液体的过滤材料和耐极高温的绝热材料等。
目前陶瓷纤维发展的趋势
1 陶瓷纤维产品品种和生产规模持续发展
自20世纪90年代以来.一些大的陶瓷纤维生产企业为了增强抗风险的能力,纷纷组建集团,并进行了内部结构调整.淘汰了一些落后的工艺与设备及生产线,在产品结构上作了较大的调整,大幅度压缩了在国际市场上竞争力较差的普通硅酸铝纤维产品,扩大了高纯硅酸铝纤维、含铬纤维、含锆纤维、多晶氧化铝纤维和多晶莫耒石纤维等产品的生产能力。同时,一些大的陶瓷纤维企业开发成功并批量生产用于特殊应用领域的多晶氧化锆纤维、氮化硅纤维、碳化硅纤维、硼化物纤维等新产品,如美国DuPont(杜邦)公司生产的多晶氧化铝长纤维(商品名为FP纤维),含有99.9%多晶α—Al2O3,纤维直径为20μm,主要用于制造纺织物。随着科学技术的发展,先进的复合材料已研制开发成功,其增强体主要是连续长纤维和晶须,其中碳化硅纤维与晶须在复合材料中应用最广,由碳化硅纤维增强的金属基(钛基)复合材料、陶瓷基复合材料已用于制造航天飞机部件、高性能发动机等耐高温结构材料,是21世纪航空航天及高技术领域的新材料。
2 陶瓷纤维制造工艺、方法与技术快速发展
目前,“电阻法喷吹成纤、干法针刺制毯”和“电阻法甩丝成纤、干法针刺制毯”仍为国际上陶瓷纤维生产的两种典型的工艺技术。由于陶瓷纤维的应用范围越来越扩大,以及随着高新技术的发展,要求陶瓷纤维产品向功能性方向发展,以满足特定领域内所需的专用功能性产品,如使产品具有优良的耐高温性能、机械力学性能、柔韧性能和可纺性能等。
在制造方法方面,熔融法与化学法(胶体法)同时并存且同步发展,以适应不同品种用途的需要。熔融法常用于生产非晶质(玻璃态)纤维,其技术含量低,生产成本低,产品的应用量大面广,主要用于工业窑炉、加热装置耐火、隔热应用领域中的基础材料。化学法用于生产多晶晶质纤维,该法技术含量高,生产成本也高,附加值高,但产品仍较少,主要用于1300℃以上高温工业窑炉的耐火隔热及航天、航空、核能等尖端技术领域。
3 提高陶瓷纤维生产原料的纯度,发展生产能力较
陶瓷纤维的产品质量主要取决于原料的质量,一些工业发达国家的陶瓷纤维生产企业都是以高纯度合成粉料为原料,使熔融法生产的非晶质纤维化学组成中的Fe2O
3、Na2O、CaO等有害杂质的含量低于1%,从而提高了纤维板的质量和耐热性能。
4 大新产品研制开发力度
一般是对现有的工艺设备和生产工艺进行改造与完善,生产功能性产品,扩大应用领域。新产品的开发主要有:晶质氧化铝连续长纤维、复合材料生产用的新型纤维增强体和纳米结构晶质氧化铝连续长纤维的开发等
碳化硅在自然界几乎不存在，工业上应用的碳化硅是一种人造材料。工业方法生产碳化硅，通常是由SiO2粉和碳粉在高温下还原反应生成。碳化硅分子式为SiC，碳化硅是典型的共价键结合的化合物，它有α和β两种晶型，即立方型和六方型。立方型称为β—SiC，它是在1800℃—2000℃形成，属低温产物，主要用于微型轴承的超精研磨。六方型称为α—SiC，它是在2000℃以上形成的。碳化硅在一个大气压下的分解温度为2400℃，无熔点。α—SiC的理论密度是3.18g/cm3，其莫氏硬度在9.2—9.3之间，显微硬度3300kg/cm2。
碳化硅耐高温，与强酸、强碱均不起反应，导电导热性好，具有很强的抗辐射能力。用碳化硅粉直接升华法可制得大体积和大面积碳化硅单晶。用碳化硅单晶可生产绿色或蓝色发光二极管、场效应晶体管，双极型晶体管。用碳化硅纤维可制成雷达吸波材料，在军事工业中前景广阔。碳化硅超精细微粉是生产碳化硅陶瓷的理想材料。碳化硅陶瓷具有优良的常温力学性能，如高的抗弯强度，优良的抗氧化性，耐腐蚀性，非常高的抗磨损以及低的磨擦系数，而且高温力学性能(强度、抗蠕变性等)是已知陶瓷材料中最好的材料，如晶须补强可改善碳化硅的韧性和强度。
由于碳化硅优异的理化性能，使其在石油、化工、微电子、汽车、航天航空、激光、原子能、机械、冶金行业中广泛得到应用。如砂轮、喷咀、轴承、密封件、燃气轮机动静叶片，反射屏基片，发动机部件，耐火材料等。
碳化硅虽然是一种优良的磨料及优异的功能材料，但冶炼碳化硅耗电量大，平均每吨耗电9000度，占生产成本的30%以上。
超细粉体技术是近几年发展起来的一门新技术，涉及到材料、化工、军工、航天、电子、机械、控制、力学、物理、化学、光学、电磁学、机械力化学、理论力学、流体力学、空气动力学等多种学科和多领域，其综合性高，涉及面广，是典型的多学科交叉新领域。
高纯碳化硅粉体材料中的超精细碳化硅微粉，由于粒度细，分布窄，质量均匀，因而具有比表面积大，表面活性高，化学反应快，溶解度大，烧结温度低且烧结强度高，填充补强性能好等特性，以及独特的电性、磁性、光学性能等，广泛应用于国防建设、高技术陶瓷、微电子及信息材料产业，市场前景看好。
国防建设是国家经济稳定发展的柱石，国防建设提出的材料性能问题往往不但有一定的科学深度，而且有显著的经济、社会效益，能带动和促进企业的发展，特别是能拓宽市场和研究领域，促进科技与经济的结合，促进企业与研究院所和大专院校的结合。防卫和进攻是国防建设的两大主题，超精细碳化硅粉在这两个领域有着举足轻重的作用。用超精细碳化硅复合材料制造成坦克和装甲车复合板，这种复合板较普通坦克钢板重量轻30%—50%，而抗冲击力可较之提高1—3倍，是一种极好的复合材料。在电子对抗干扰试验中，将各种金属超细化与碳化硅粉体材料制成混合物，用于干扰弹中，对敌方电磁波的屏蔽与干扰效果良好。隐形、隐身飞机、舰船、坦克、装甲车辆为了躲避雷达及卫星的电磁信号，通常采用超精细碳化硅等非金属材料为制造材料。最新研究发现，采用粒径小于5微米的碳化硅超精细微粉制成的涂层涂覆在舰船外表面上可防止海水对其表面的电化学腐蚀，因为碳化硅超精细微粉既具有良好的防腐性能，又具有良好的导电性能。
具有特殊功能(电、磁、声、光、热、化学、力学、生物学等)的高技术陶瓷是近20年迅速发展的新材料，被称之为继金属材料和高分子材料后的第三大材料。在制备高性能陶瓷材料时，原料越纯、粒度越细，材料的烧结温度越低，强度和韧性越高。一般要求原料的粒度小于1微米甚至更细，如果原料的细度达到纳米级，则制备的陶瓷称之为纳米陶瓷，性能更加优异，是当今陶瓷材料发展的最高境界。高纯碳化硅粉体材料是高技术陶瓷材料的重要组成部分，用碳化硅微粉制成的喷咀、轴承、测温保护管、密封件活跃在国民经济各个领域。一旦我公司纳米级碳化硅超精细微粉工业化生产研制成功，陶瓷发动机的制造将不再是梦想。
现代微电子和电子信息产业最近几年发展很快，推动了社会的进步，是朝阳产业，可以说二十一世纪是电子信息的时代，信息离不开传输媒体——电脑，硅晶片是电脑最基本的组成元件，碳化硅粉体材料是切割硅晶片的主要原料，所以说，现代微电子和电子信息产业与碳化硅粉体材料的发展息息相关。随着全球电子信息及太阳能光伏产业对硅晶片需求量的快速增长，硅晶片线切割用碳化硅微粉的需求量也正在迅速增加。
以碳化硅(SiC)及GaN为代表的宽禁带材料，是继Si和GaAs之后的第三代半导体。与Si及GaAs相比，SiC具有宽禁带、高热导率、高击穿场强、高饱和电子漂移速率、化学性能稳定等优点。所以，SiC特别适合于制造高温、高频、高功率、抗辐射、抗腐蚀的电子器件。此外，六方SiC与GaN晶格和热膨胀相匹配，也是制造高亮度GaN发光和激光二极管的理想衬底材料。SiC晶体目前主要应用于光电器件如蓝绿光发光二极管以及紫外光激光二极管和功率器件包括大功率肖托基二极管，MES晶体管微波器件等。
与硅(Si)和砷化镓(GaAs)为代表的传统半导体材料相比，碳化硅(SiC)半导体在工作度、抗辐射、耐高击穿电压性能等方面具有很大优势。 碳化硅(SiC)作为目前发展最成熟的宽带隙半导体材料，具有高热导率、高击穿场强、高饱和电子漂移速率和高键合能等优点，其优异的性能可以满足现代电子技术对高温、高频、高功率、高压以及抗辐射的新要求，因而是半导体材料领域最有前景的材料之一。碳化硅(SiC)半导体器件在航空、航天探测、核能开发、卫星、石油和地热钻井勘探、汽车发动机等高温(350～500oC)和抗辐射领域具有重要应用;
高频、高功率的碳化硅(SiC)器件在雷达、通信和广播电视领域具有重要的应用前景;(目前航天和军工下属的四家院所已有两家开始使用，订货1亿/年，另两家还在进行测试，在航天宇航碳化硅器件是不可取代的，可以抵御太空中强大的射线辐射及巨大的差，在核战或强电磁干扰作用的时候，碳化硅电子器件的耐受能力远远强于硅基器件，雷达、通信方面有重要作用)
此外，由于碳化硅(SiC)晶体与氮化镓(GaN)晶体在晶格和热膨胀性能相匹配，以及具有优良的热导性能，碳化硅半导体晶片也成为制造大尺寸，超高亮度白光和蓝光氮化镓(GaN)发光二极管(LED)和激光二极管(LD)的理想衬底材料， 为光电行业的关键基础材料之一。 市场现状早在上个世纪六十年代初，碳化硅半导体在物理、电子等方面的性能远优于硅半导体这一特征便被广泛认知。 经过近五十年的发展，硅半导体产业已成为全球每年近万亿美元的巨型产业，而以碳化硅(SiC)为代表的第三代半导体产业还正处于起步阶段，2005年全球SiC半导体产业规模为10亿美元。这是因为在上个世纪六十年代，单晶硅生长技术已经渐趋成熟，而掌握碳化硅晶体生长技术只是九十年代末期之事。
经过数十年不懈的努力，目前，全球只有少数的大学和研究机构研发出了碳化硅晶体生长和加工技术。在产业化方面，只有以美国Cree为代表的少数几家能够提供碳化硅晶片，国内的碳化硅晶片的需求全赖于进口。目前，全球市场上碳化硅晶片价格昂贵，一片2英寸碳化硅晶片的国际市场价格高达500美元(2006年)，但仍供不应求，高昂的原材料成本占碳化硅半导体器件价格的百分之四十以上，碳化硅晶片价格已成为第三代半导体产业发展的瓶颈。因而，采用最先进的碳化硅晶体生长技术，实现规模化生产，降低碳化硅晶片生产成本，将促进第三代半导体产业的迅猛发展，拓展市场需求。
关键技术：自行研发，设计制造了碳化硅晶体生长的设备，采用创新的技术路线实现碳化硅晶体生长高区等关键晶体生长条件的产生和控制;自行研发了碳化硅单晶生长的关键技术：碳化硅晶体生长区的最佳度和度梯度及其精确控制和调节、载气流量和气压的稳定保持、以及籽晶和原料的特殊处理。自行研发了碳化硅晶片加工的关键工艺技术：针对超硬的碳化硅，选取适当种类、粒度和级配的磨料以及适当的加工设备来切割、研磨、抛光;碳化硅晶片的抛光(CMP)和清洗工艺。(由于自制设备及低廉的电力成本，今年目前的生产成本仅是美国CREE的一半)目前，LED的成本正以每年20%速度降低，估计明年开始，用于普通照明的LED灯将大幅增加。
全能的高品质新光源在景观照明上替代霓虹灯，节能70%;在交通信号灯上替代白炽灯，节能80%;目前的发光效率已高于白炽灯，预计2010年将超过荧光灯，进入占全球电力消耗15%～20%的普通照明领域，节能效果将更显著。世界各国普遍看好LED照明的发展前景。美国、欧盟、日本和韩国，近年来纷纷为LED度身定制了推广计划并委以重任。在农业上，LED和太阳能电池联手可制成植物灯：白天，让植物尽情吸取阳光中的营养，晚上则用白天收集来的太阳能，让LED灯发出植物所需波长的光，提高农作物的产量。另外，还可以把LED调节成不发紫光的冷光源，用在水下照明，可不生苔藓。目前，LED由于成本较高，而且使用的是硅基底或红宝石基底，最高亮度只有100ml，还是比较暗的，所以目前仅广泛应用于景观照明、建筑外观照明、交通信号灯、道路照明、大尺寸液晶电视背光源和汽车照明等，我们的手机中大部分按键灯及闪光灯都是LED的。美国Cree开发出了以碳化硅为基底的高亮蓝光晶片，因为碳化硅可以承受上千伏的高压和500度的高，所以它的最高亮度可以达到1000-1500ml，完全可以取代普通照明灯。目前我们可以见到的100元左右的LED高亮手电就是使用CREE的产品，还有一些高档轿车的车灯已经开始使用LED。如果利用LED照明取代灯泡的话，能节电70%左右。普通的白炽灯功率一般为40～60W，而LED灯只需3～6W，并可将寿命延长到3万～5万小时，虽然LED照明器具的价格比普通电灯泡贵，但这些额外成本将在3～5年内省回来。以前世界上只有CREE可以生产碳化硅晶片，现在我们的天富也可以工业化生产。
夏普于2007年8月30日举行了由太阳能电池和白色LED照明组合而成的室外照明灯“LN-LW3A1/LN-LS2A”产品说明会。该室外照明灯由夏普于2007年7月17日发布，8月21日开始供货。明照灯的亮度为1800lm(LN-LW3A1)，约为该原产品的6倍，“在利用太阳能电池驱动的LED照明灯中为业界最高水平”。耗电与亮度同等、光源采用32W级荧光灯的室外照明灯大体相同。利用太阳能电池驱动，无需专门布线供电。夏普推算，与通过电源驱动的室外照明灯相比，每年可减少153.3kWh的耗电和48.2kg的CO2排放量。光源使用寿命约达4万小时(亮度降至初期的70%之前)的白色LED，因此与使用寿命约达5000小时的荧光灯的室外照明灯相比，维护更方便。夏普表示，使用荧光灯时，10年内必须要更换约5次光源(每天照明12小时)，而此次的室外照明灯可在约10年内无需更换。 2007年8月31日PHILIP宣布完成收购 Kinetics 后，GE将收购Cree与Philips竞争的传言又浮出水面，周五Cree的股票价格也因此暴涨。尽管目前还未有证据证实这一交易，Forbes杂志的一篇文章中引用投资CIBC世界市场分析师Daniel Gelbtuch的话，认为如果属实，从制造商角度来看这一收购事件意义深远。GE很明显地面对这样一个情况：如果想长期占有照明市场份额，就不得不壮大LED产品组合，而剩下的最后一块蛋糕就是Cree了。两大传统照明巨头的收购意味着半导体照明时代的来临。目前新加坡已经从策上规定，公共场所例如宾馆和走廊、27万台电梯的照明，全部要换上LED的照明，这是强制性的推广。
一、实验目的
1.掌握陶瓷坯料配方操作技能。
2.初步掌握陶瓷生产工艺方案的确定方法，全面了解陶瓷生产的工艺过程。 3.掌握可塑性测定仪的使用方法
二、实验药品及仪器
药品：高岭土、石英、长石、膨润土
仪器：可塑性测定仪、马弗炉、托盘、刀片、保鲜膜等
三、实验过程
1.选定好配方
2.把三种原料放在钢盆中混合，要求混合地非常的均匀。 3.加入一定量的水(根据不同粉料加入不同数量的水)。
4.用手进行揉练，以进一步除去泥料中的空气泡并使水分分布均匀，陈化，根据不同的实验制备不同形状的试块，做好备用。 5.可塑性的测定(详见附件)
附件：
粘土或坯料可塑性的测定
可塑性是陶瓷泥料的重要工艺性能，其测定方法有间接和直接法两种，但到目前为止仍无一种方法能完全符合生产实际，因此，国内外正在积极研究适宜的定量测定方法。目前各研究单位或工厂仍广泛沿用直接法，即用可塑性指标和可塑性指数对粘土或坯料的可塑性进行初步评价。 1.可塑性指标的测定 1.1目的意义
可塑性指标是利用一定大小的泥球，测定其在受力情况下所产生的应变，以对粘土或坯料的可塑性进行初步评价，对陶瓷的成型和干燥性能进行分析。
本实验的目的：
①了解粘土或坯料的可塑性指标对生产的指导意义; ②熟悉影响粘土可塑性指标的因素;
③掌握粘土或坯料可塑性指标的测定原理及测定方法。 2.2基本原理
可塑性是指具有一定细度和分散度的粘土或配合料，加适量水调和均匀，或为含水率一定的塑性泥料，在外力作用下能获得任意形状而不产生裂缝或破坏，
并在外力作用停止后仍能保持该形状的能力。
可塑性指标以一定大小的泥球在受力情况下所产生的应变与应力的乘积来表示：
式中 S——可塑性指标，cm·kg; D——泥球在试验前的直径，cm;
H——泥球受压后产生裂纹时的高度，cm; P——泥球出现裂纹时的负荷，kg。
可塑性与调和水量，亦即与颗粒周围形成的水化膜厚度有一定的关系。一定厚度的水化脂会使颗粒相互联系，形成连续结构，加大附着力;水膜又能降低感粒间的内摩擦力，使质点能相互沿着表面滑动而易于塑造成各种形状，从而增加了可塑性。但加入水量过多又会产生流动，失去塑性;加入水量过少，则连续水膜破裂，内摩擦力增加，塑性变坏，甚至在不大的压力下就呈松散状态。
3.3实验器材
①KS-B微电脑可塑性测定仪。 ②粗天平。 ③量筒。 ④卡尺。 ⑤调泥皿。 ⑥调泥刀。 3.4试样的制备
圆柱体：Φ28×38 mm 圆球：Φ30 mm 3.4测定步骤
①将400g粘土(或直接取生产用坯料)加入适量水分，充分调和捏练使其达到具有正常工作稠度的致密泥团(此时，泥团极易塑造成型而又不粘手)。将泥团铺于玻璃板上，制成厚30mm的泥饼，用直径45mm之铁环割取5段，保存在保湿器中，随时取用。
②将泥团用手搓成泥球，球面要求光滑无裂纹，球的直径(45+1)mm，为了使手掌不致吸去泥段表面水分和沾污泥球表面，实验前应先用湿毛巾擦干。
3.4.1 方法一检测适用于圆柱体试样
a.打开电源开关，预热5分钟，仪表高两位显示位移(mm)，此时高两位应>38mm，否则应下降使之符合要求，低四位显示压力(N)且低四位应为0，否则需进行零点测定。
B.按测试键，高位闪烁，按“↑”键将其置数为1，再按测试键，显示方式1状态(状态1指示灯亮)。
C.将制好的试样(Φ28×38 mm圆柱体试样)放入下压板中心，按上升键，仪器在完成试验后停机并自动计算显示该泥料的可塑度R，式中A为常数，对于Φ28×38 mm的试样，此值为1.80，F
10、F50分别为试样压缩10%和50%时所承受的压力。
R=A·F10/F50 D.按R、S键复位，准备下一次实验。 3.4.2 方法二检测，适用于球形试样。
A.打开电源开关，预热5分钟，高2位显示位移(mm)此值应大于球形试样的直径，该值大小可通过“上升”“下降”键来调节，低四位应位0。
B.按测试键，高位“0”闪烁，按“↑”键将其置数为2。再按测试键，显示方式2状态(状态2指示灯亮)， 同时显示050.0，此值为球形试样直径的初设值，用卡尺将球形试样直径d量出来;按键“↑”和“→”键将其数据修改成测量值(mm)，按测试键。
C.将做好的球形试样(d≤45mm)放入下压板心，按上升键，同时仔细观察球形试样，当看到裂纹时，立即按下降键，此时电机停止转动，测试仪自动计算，显示该泥料的可塑性数据n=(d-b)·p。其中d为球形试样直径(mm)，b为压裂时的厚度(mm)，p为压裂时的压力(Kg)。
D.按RS键复位，准备下一次实验。 每种试样需平行测定2个 3.5、注意事项
①试样加水调和应均匀一致，水分必须是正常操作水分，搓球前必须经过充分捏练。
②搓球必须用润湿的掌心，搓球时间大致差不多，球表面必须光滑，滚圆无疵，球的尺寸须控制在4cm范围内。
③试验操作必须正确，顺序不得颠倒，掌握开裂标淮应该一致。http://
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。 1.1.4 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、凝胶而固化，再经热处理合成化合物的方法。由于提供硼源的硼化物很难与其他无机物或有机物形成凝胶，故用此法合成碳化的报道较少。
1.2 碳化硼陶瓷材料制备的一般方法
特种陶瓷的主要制备工艺是粉末制备、成型和烧结。的塑性很差，晶界移动阻力很大，固态时表面张力很小，这一切都是阻碍烧结的因素。无任何添加剂的常压烧结要想得到较高致密度的产品，要求的条件很苛刻，例如粉末粒度要尽可能小(小于3μm)，粉末粒度大于8μm是不可能进行无添加剂常压烧结的;烧结温度高(2250～2280℃)，接近碳化硼的熔点(2400℃)。所以，常压烧结通常添加各种烧结助剂以促进烧结。添加物可以分为金属和无机非金属两大类。烧结温度小于1800℃和添加Gr、Co、Ni、Al、玻璃等常压烧结时，最终密度小于78%。添加Si、Al、Mg、TiB
2、GrB
2、SiC、Be2C以及SiC+Al、B+C、B+Si+W2B5等在温度较高(2150～2250℃)烧结时有助于提高致密度。以少量碳为烧结添加剂的优点是不引入除碳、硼以外的第三元素，较加入第三元素(如Si、Al、Mg、Ti、F、Ni等)为添加剂的材料碳化硼的结构和性质没有大的变化，故而受到特别的重视。加入的碳通常通过葡萄糖、酚醛树脂等有机先驱物热分解而来。热致密化主要包括热压和热等静压两种方法。工业上制备形状简单的主要靠热压。在真空和惰性气氛中，纯碳化硼制品热压条件一般为：温度2050～2100℃、压力30～40MPa、高强石墨模具、保温保压15～45min。制品的密度、孔隙度和微观结构取决于具体的热压条件。热等静压可进一步降低烧结温度至小于1727℃而获得致密产品。也有将微波烧结、反应烧结、爆炸成型等技术用于碳化硼烧结。
近10年来，关于碳化硼陶瓷的研究取得了可喜进展，但不同的研究者仅从致密化或韧化角度对材料进行改善，或仅采用一种或两种方法对其进行致密化，因而材料的性能还不令人满意。
碳化硼抗弹陶瓷应用前景
目前，Al2O3基抗弹陶瓷已用于“502工程”及“212工程”，但在战车车体侧面等部位采用Al2O3基陶瓷复合装甲时，其减重效果不明显，而采用同等厚度的高性能碳化硼陶瓷复合装甲则要比Al2O3基防弹陶瓷质量减轻15%～20%，同时防弹性能进一步提高。因此重点装备工程陶瓷复合装甲研制项目对高性能、低成本碳化硼防弹陶瓷提出了迫切需求。
因而，开展高性能、低成本碳化硼防弹陶瓷材料的研制与应用，可大大提高相关武器装备的使用性能，具有显著的军事效益和经济效益。碳化硼防弹陶瓷材应用方向为重点装备工程、未来主战坦克、步兵战车、空投空降车等轻型装甲车辆以及武装直升机腹板、船艇上层建筑的装甲防护。
工业用碳化硼的强度和韧性比较低，这主要是由于组织粗大(250um)、缺陷多、致密度不高所致，通过提高烧结密度、细化晶粒等基本途径可以明显地改善强度，但断裂韧性增加不大，这与单相材料本身的局限性有关。因此，要想减轻碳化硼的穿晶断裂的倾向，增加断裂韧性，走“复合”之路似乎是最后的选择。大量研究表明，复合添加剂可极大地降低烧结温度和压力，在高温高压条件下，获得高致密度的纯碳化硼陶瓷，并有优异的力学性能。复合材料的前景是十分诱人的，但问题是选择什么样的途径来实现“复合”之目的，总之，碳化硼材料能否在工程下得到更广泛的应用取决于3个基本问题的解决： 1)烧结温度的降低;
2)强度和断裂韧性的提高; 3)抗氧化行为的改善。
结构决定性能是自然界永恒的定律。对新型碳化硼材料体系，其性能取决于微观组织结构，而微观组织结构的形成与化学成分、绕结工艺和相反应过程密切相关。鉴于碳化硼陶瓷的特性和作为防弹装甲陶瓷的重要意义，所以碳化硼特种陶瓷的研究工作，国家已经取得很大的成效，研究出新型的碳化硼基超硬防弹陶瓷材料，从原材料配方、烧结工艺到制成成品、性能检测一系列工作中均取得了良好的结果。所研制的高性能B4C陶瓷达到了企业标准和美军军标，其技术水平国内首创，填补了国内空白，在国际上达先进水平，为我国提供了一种新型的轻质高性能防弹装甲产品。 2结语
(1)碳化硼是一种重要的特种陶瓷，具有许多优异的性能，获得了广泛的应用，国内外对其研究较多。碳化硼陶瓷的主要制备工艺是粉末制备、成型和烧结这一典型粉末冶金工艺。 (2)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。
(3)复合添加剂可极大地降低烧结温度和压力，在高温、高压条件下能获得高致密度的纯碳化硼陶瓷，并具有优异的力学性能。
(5)开展高性能、低成本碳化硼防弹陶瓷材料的研制与应用，可大大提高相关武器装备的使用性能，具有显著的军事效益和经济效益。
摘 要：陶瓷是在国民经济中有很多重要用途的无机非金属材料。虽然我国陶瓷近十几年有了很快的发展，但因为很多科学、技术方面上的制约，我国陶瓷生产工艺特别是特种陶瓷工艺水平还是落后很多。因此，本文对我国陶瓷生产工艺的现状进行了资料查询与相关调研及分析、建议，希望对我国陶瓷生产能有一些借鉴。
关键词：陶瓷产品
生产工艺
坯料
烧结
一、陶瓷的定义
传统意义上的陶瓷指的是陶器和瓷器，加工的主要原料是黏土，再加上一些其他矿物原料，在经过拣选、粉碎、混练、煅烧等工序制后制得的产品。一般认为陶瓷是各种无机非金属材料的通称。而如今特种陶瓷的发展，对陶瓷的行业又有了一次新的提升和扩展。现在，所谓陶瓷通常是普通陶瓷和特种陶瓷的合称。
我国是陶瓷生产大国，陶瓷生产有悠久历史和 辉煌成就。我国最早烧制的是陶器。由于古代 人民经过长期实践，积累经验，在原料的选择 和精制、窑炉的改进及烧成温度的提高，釉的 发展和使用有了新的突破，实现陶器到瓷器的 转变。陶瓷工业的新工艺、新技术、新设备层出不穷。
二、陶瓷生产的工艺流程
原料的选取和坯料的制备是陶瓷生产工艺的基础，直接影响到后来陶瓷产品的质量，而陶瓷生产工艺对陶瓷产品而言，是制造过程，也是陶瓷产品性能优化过程。 陶瓷生产工业中，使用的原料品种很多。从它们的来源来分，一种是天然矿物原料，一种是通过化学方法加工处理的化工原料。 陶瓷原料主要来自岩石，而岩石大体都是由硅和铝构成的。 陶瓷生产工艺一般分为：
1.一般陶瓷生产工艺：
坯料原料进厂淘洗适量配料球磨细碎除铁过滤(一系列分化处理)干燥修坯索烧精修施釉白瓷检选彩绘装饰彩烧彩瓷检选成品包装出厂
釉料精选淘洗重量配料球磨细碎除铁过滤成品釉施釉白瓷检选 彩绘装饰彩烧彩瓷检选成品 包装出厂
原料工序：坯釉原料进厂后，经过精选、淘洗，根据生产配方称量配料，入球磨细碎，达到所需细度后，除铁、过筛，然后根据成型方法的不同，机制成型用泥浆压滤脱水，真空练泥，备用;对于化浆工艺，把泥浆先压滤脱水，后通过加入解凝剂化浆，除铁、过筛后备用;对注浆成型用泥浆，进行真空处理后，成为成品浆，备用。
成型工序：分为滚压成型和注浆成型。然后干燥、修坯，备用。
烧成工序：在取得白坯后，入窑素烧，经过精修、施釉，进行釉烧，对出窑后的白瓷检选，得到合格白瓷。
彩烤工序：对合格白瓷进行贴花、镶金等步骤后，入烤花窑烧烤，开窑后进行花瓷的检选，得到合格花瓷成品。
包装工序：对花瓷按照不同的配套方法、各种要求进行包装，即形成本公司的最终产品，发货或者入库。 2.日用陶瓷生产工艺 (1)、机压成形工艺流程
泥料切泥片压坯带模干燥脱模坯体干燥磨坯捺水施内釉捺外水沾外釉取釉扫灰检验装匣烧成。 (2)注浆成形工艺流程
泥料化浆高位浆桶注浆添浆倒出余浆带模干燥起坯利假口坯体干燥汤釉 接把嘴 补外水沾釉扫灰检验 装匣
日用瓷坯体施釉方法通常有两种：一是对未经烧制的生坯施釉，然后坯釉一次宜选用自动喷釉机施釉，其主要过程为：生坯干燥→坯体预热→自动喷釉→二次烧成;另一种是在经素烧后的素坯上施釉，再进行釉烧。
三、我国陶瓷产业的基本状况
陶瓷的使用，在我国9000~10000年以前就开始了，随历史的前进，陶瓷生产在我国也随着一起发展起来，并有着当时世界顶尖的水平。但是如今，由于历史等各种因素的影响，中国陶瓷生产工艺相比欧美等科技发达国家，下面我就相关资料查询结果来说明我国陶瓷产业现状。
从目前我国陶瓷市场的相关动态与现状，可以看出，随着我国在近些年来经济、科技、文化的水平提升，我国陶瓷生产已然形成以建筑瓷、卫生瓷、日用瓷、工艺美术瓷以及工业特种瓷为主的产业体系，并且传统工艺陶瓷在做工和外观上相当之高，如唐山陶瓷“三绝”：喷彩、雕金和曜变釉。
现在中国陶瓷发展已经可以分为十大产区，各个产区也有自己的特色，如上海一带为代表的华东台资或合资企业，在有釉制品特别是釉面砖方面占有优势，在企业管理方面独树一帜，四川夹江产区以红坯体特有的制造方法，曾产生了相当可观的生产量，号称西部瓷都等等。这些地方大多拥有从原材料供应到展览销售等成熟的产业配套环节。因此，产业集群以特有的群体竞争优势和集聚发展的规模效应，使产业集中化、网络化和植根化，使得其他地方的陶瓷企业进入难度和成本加大。
而与陶瓷产业配套的产业也有着快速发展，如陶瓷机械、耐火材料及花纸等配套产业在众多高校中都有与之相关的研究方向和研究项目，为陶瓷产业的发展提供了强有力的支持。
技术是陶瓷企业的核心竞争力。目前各陶瓷企业均意识到这一点，不断加强对技术研究的投资力度，建立与生产相配套的研发中心，强化企业的自主技术创新。目前，已经有众多陶瓷企业获得了ISO9000族国际质量管理体系认证证书。
虽然陶瓷制品是我国出口创汇的主要产品之一，但我国现在只是世界上生产制造艺术陶瓷第一大国，却不是艺术陶瓷强国，从国内大多数企业还是依靠国外技术在国内制造的情况看，我国陶瓷生产还存在着很多问题。接下来让我分析这些主要问题。
四、我国陶瓷生产存在的主要问题
第一个问题显然是技术创新方面上，我国陶瓷生产水平跟不上发达国家的水平。尽管大多陶瓷企业将自主技术创新放在企业发展的重要战略位置，但是技术创新的力度仍然有所欠缺，技术人才的缺乏和技术人才质量上不足，使得新技术很难在生产中使用和开发出来，直接影响到我国陶瓷生产的水平。
其次是陶瓷生产环境污染严重，能耗高。由于陶土资源过度开采以及一些不合理的开发技术和手段，造成能源消费较高，节能减排压力大。而且陶瓷行业本身就是属于高能耗、高污染行业,生产过程中的废气、废水、废渣、粉尘等对环境造成严重污染。这种生产情况不仅导致国内矿产资源、能源过度消耗,阻碍了我国陶瓷行业的可持续发展，还对我们生活环境有着严重的影响。
再就是行业利润水平低，产品低质化严重。我国虽是一个陶瓷生产大国,，产品以中低档为主，附加值较低，在国际市场售价不高。陶瓷产能过剩，供大于求导致产品利润不高。
最后要说的问题是部分陶瓷企业大而不强，竞争优势不明显。这些企业经营机制不灵活，让然延续传统的经营管理模式，难以跟得上当前市场激烈竞争的步伐;因此，经营机制僵化和竞争优势定位不明确是导致部分陶瓷企业大而不强的主要原因，也是陶瓷产业发展过程中面临的重要问题。
五、我国陶瓷产业的对策建议
现在社会生活水平在不断的提高中，因而产品的第一要素就是与消费潮流相呼应，所以产品创新是我国陶瓷。工艺技术不断创新，有效降低生产成本。
陶瓷企业在厂址选择、空间布置、厂内运输线路的安排等方面力求合理，尽量减少运输量;实现陶瓷企业运输操作机械化、自动化，减轻工人的工作强度
减少或消除作业中的多余和无效时间，增加基本作业时间的比重。在保证产品质量的前提下，开发新技术，提高企业管理水平，缩短陶瓷产品的生产周期。
陶瓷生产过程的专业化和协作水平较低。所以，当今阶段仍然需要我们的努力，完善陶瓷工艺，制备新型功能型陶瓷。
参考文献：
① 肖汉宁.高朋召高性能结构陶瓷及其应用，北京:化学工业出版社，2006. ② 张云宏.陶瓷工艺技术.北京：化学工业出版社，2006. ③ 王零森.特种陶瓷.长沙：中南大学工业出版社，2000. ④ 谢志鹏.结构陶瓷.北京：清华大学出版社，2001.
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