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Vol.28 No.7 冯培忠等：陶瓷矿物改性MSiz发热元件的组织结构和性能 .665 0.15406nm),工作电压40kV,工作电流150mA. 2.2发热元件的组织结构 采用LE01450型扫描电镜(SEM)配合KEVEX 从图2可以看出复合发热元件主要由三种相 SIGMA型能谱仪对样品的组织结构进行观察 组成，结合能谱分析发现灰色相是C,型MoSi2, 分析，采用M6型显微硬度计在9.8N载荷下 白色相是Mo5Si3,黑色相是玻璃相，玻璃相的成 测量复合陶瓷的维氏硬度，用微机控制精细陶瓷 分不是单一的S02,而是一种和添加的陶瓷矿物 实验机测量材料的弯曲强度和断裂韧性·弯曲强 成分基本一致的金属和非金属氧化物，并且可能 度和断裂韧性试样是用线切割的方法加工成标准 存在少量气孔，材料比较致密，MoSi2晶粒没有发 试样. 生过度长大（图3）·从图3中可以看出，复合陶瓷 2实验结果及分析 的断裂以沿晶断裂为主，陶瓷矿物的加入改变了 传统MoS2低温解理断裂的特征（图4），玻璃相 2.1物相组成 基本存在于MoSi2晶粒或颗粒之间，其棱角已经 由图1的XRD分析发现，MoSi粉末按原子 钝化，在烧结的过程中发生了球化作用，而其他 比1：2混合，经过SHS工艺发生了比较完全的燃 样品除了MoSi2之外就是球化了的玻璃相和大的 烧合成，自蔓延高温合成的材料为纯C,型 孔隙，没有看到第二相添加物（图4）·一般而言， MoSi2,没有其他杂质相，但实际可能存在微量的 粉末冶金材料的烧结温度为(0.7~0.8)Tm(Tm XRD难以分析的MoSi3,通过后续工艺制备成 为热力学熔点)，因此MoSi的理论烧结温度应该 MoSi2发热元件之后，复合材料中则出现了较多 的MosSis3相，这可能是由于陶瓷矿物主要以氧化 物为主，并且在挤压成形过程也会带进一定的水 分和空气，烧结时它们和MoSi2发生了如下反应： 5MoSi2+702-MosSi3+7Si02 (1) 形成MosSi3和SiO2,因此可以明显的看到MosSis3 主要集中分布在黑色相的周围（图2）， A MoSi, ▲Mo,Si 图2MnSi,发热元件的背散射电子图像 (b)MoSiz heating Fig.2 Backscattered SEM micrograph of an MoSiz heating ele- element ment (a)SHS MoSi:powder 20 40 60 80 20(°) 图1SHS合成MSi2粉和发热元件的X射线衍射分析 Fig-1 XRD patterns of MoSiz powder by SHS and an MoSiz heating element 在发热元件通电表面氧化的过程中，因为温 图3MSiz发热元件的断口照片 度较高(>1000℃)，MoSi2发生选择性氧化使表 Fig.3 SEM micrograph of the fracture surface of an MoSiz 层反应生成一个大约几微米厚的以S02为主的 heating element 玻璃保护膜，而次表层因为Sⅰ含量的降低而转变 在1340~1570℃之间，但是MoSi2是一种非常难 为MosSi3,次表层Mo5Si3的存在有利于调整表层 烧结的难熔材料，纯MoSi2在1600℃以上烧结才 SiO2玻璃相和基体MoSi2热膨胀系数的差异，增 能获得比较高的致密度和性能，而本实验在1 加了它们的匹配性能，从而提高材料的抗震性 400℃左右烧结就可以得到相对比较致密的材 能].而MosSi3的存在还有利于材料高温强度 料，说明添加陶瓷矿物之后具有比较明显的活化 的提高 烧结作用，降低了MoS2的烧结温度，这与陶瓷矿0∙15406nm）工作电压40kV工作电流150mA． 采用 LEO—1450型扫描电镜（SEM）配合 KEVEX —SIGMA 型能谱仪对样品的组织结构进行观察 分析．采用 MH—6型显微硬度计在9∙8N 载荷下 测量复合陶瓷的维氏硬度．用微机控制精细陶瓷 实验机测量材料的弯曲强度和断裂韧性．弯曲强 度和断裂韧性试样是用线切割的方法加工成标准 试样． 2 实验结果及分析 2∙1 物相组成 由图1的 XRD 分析发现Mo—Si 粉末按原子 比1∶2混合经过 SHS 工艺发生了比较完全的燃 烧合成自蔓延高温合成的材料为纯 Cllb 型 MoSi2没有其他杂质相但实际可能存在微量的 XRD 难以分析的 Mo5Si3．通过后续工艺制备成 MoSi2发热元件之后复合材料中则出现了较多 的 Mo5Si3 相这可能是由于陶瓷矿物主要以氧化 物为主并且在挤压成形过程也会带进一定的水 分和空气烧结时它们和 MoSi2 发生了如下反应： 5MoSi2＋7O2 Mo5Si3＋7SiO2 （1） 形成 Mo5Si3 和SiO2因此可以明显的看到 Mo5Si3 主要集中分布在黑色相的周围（图2）． 图1 SHS 合成 MoSi2 粉和发热元件的 X 射线衍射分析 Fig．1 XRD patterns of MoSi2 powder by SHS and an MoSi2 heating element 在发热元件通电表面氧化的过程中因为温 度较高（＞1000℃）MoSi2 发生选择性氧化使表 层反应生成一个大约几微米厚的以 SiO2 为主的 玻璃保护膜而次表层因为 Si 含量的降低而转变 为 Mo5Si3次表层 Mo5Si3 的存在有利于调整表层 SiO2 玻璃相和基体 MoSi2 热膨胀系数的差异增 加了它们的匹配性能从而提高材料的抗震性 能［5］．而 Mo5Si3 的存在还有利于材料高温强度 的提高． 2∙2 发热元件的组织结构 从图2可以看出复合发热元件主要由三种相 组成结合能谱分析发现灰色相是 Cllb 型 MoSi2 白色相是 Mo5Si3黑色相是玻璃相玻璃相的成 分不是单一的 SiO2而是一种和添加的陶瓷矿物 成分基本一致的金属和非金属氧化物并且可能 存在少量气孔材料比较致密MoSi2 晶粒没有发 生过度长大（图3）．从图3中可以看出复合陶瓷 的断裂以沿晶断裂为主陶瓷矿物的加入改变了 传统 MoSi2 低温解理断裂的特征（图4）．玻璃相 基本存在于 MoSi2 晶粒或颗粒之间其棱角已经 钝化在烧结的过程中发生了球化作用．而其他 样品除了 MoSi2 之外就是球化了的玻璃相和大的 孔隙没有看到第二相添加物（图4）．一般而言 粉末冶金材料的烧结温度为（0∙7～0∙8） T m （ T m 为热力学熔点）因此 MoSi2 的理论烧结温度应该 图2 MoSi2 发热元件的背散射电子图像 Fig．2 Backscattered SEM micrograph of an MoSi2 heating element 图3 MoSi2 发热元件的断口照片 Fig．3 SEM micrograph of the fracture surface of an MoSi2 heating element 在1340～1570℃之间但是 MoSi2 是一种非常难 烧结的难熔材料纯 MoSi2 在1600℃以上烧结才 能获得比较高的致密度和性能．而本实验在1 400℃左右烧结就可以得到相对比较致密的材 料说明添加陶瓷矿物之后具有比较明显的活化 烧结作用降低了 MoSi2 的烧结温度这与陶瓷矿 Vol．28No．7 冯培忠等： 陶瓷矿物改性 MoSi2 发热元件的组织结构和性能 ·665·