B4C（通用4篇）
B4C 篇1
碳化硼是非常引人瞩目的非氧化物陶瓷材料之一,在民用、航天和军事领域都得到了十分重要的应用[1,2,3,4]。碳化硼较为典型的性能和应用有:(1)熔点高、超硬度,熔点高至2 723 K,硬度达到了30 GPa,其硬度在自然界中仅次于金刚石和立方氮化硼,可用作研磨剂、耐磨部件和防弹装甲等;(2)密度小、耐高温、高温强度大,可用作喷气机叶片用的金属陶瓷材料;(3)热中子吸收能力强,热稳定性良好,可用作核反应堆的控制棒和屏蔽材料;(4)热电性,可用作高温碳化硼热电偶;(5)良好的物理性能和优越的抗化学侵蚀能力。
目前国内外制取碳化硼粉末的方法主要有:碳管炉或电弧炉碳热还原法、镁热法、激光诱导CVD法、直接制备法、溶胶凝胶碳热还原法等。实验研究给出的碳化硼微观结构具有很大的争议,大多研究只是通过X射线分析、核磁共振等实验手段测得其多种可能的同分异构体结构[5]。相对于大量的实验研究,对碳化硼的理论研究较少,近年来出现了应用量子力学计算软件从理论上论证其微观结构的研究[6,7,8,9]。
在固体与分子经验电子理论(EET)框架下,利用键距差(BLD)方法,计算得出B4C价键电子结构;通过键长大小、价键电子数的多少,明确了B4C价键电子结构的特点,分析了价键电子结构与物理性能的关系。
1 理论方法
固体与分子经验电子理论(EET)[10]是余瑞璜在Pauling价键理论[11]和能带理论的基础提出的,被广泛应用于复杂晶体的价键电子结构计算。在EET中,常用键距差方法(BLD)计算分子或固体的价键电子结构,求出分子或固体内各组成原子的原子状态和由它们形成的共价键络。所用的理论工具就是EET给出的共价键的键距公式:
Duv(nα)=Ru+Rv-βlgnα (1)
式(1)中D(nα)为理论键距,即键长;Ru、Rv分别为两成键原子的单键半距;β为一常数;nα为共价电子数。
对于给定体系,理论确定的组成原子的状态是否正确,则是由原子状态参数——单键半距R和共价电子数nα所确定的各个共价键距值与相应实验键距值是否满足EET判据来确定。判据公式为:
式(2)中
2 B4C晶体结构
碳化硼晶格属于D3d5-R3m 空间点阵,目前最为广泛接受的碳化硼模型是12个原子构成的二十面体和3个原子主链构成的菱面体结构,晶格常数a=5.19 Å,c =12.12 Å,α= 66°18′[6]。每个晶胞含有15个原子,即12个原子构成的一个二十面体和3个原子构成的一条主链,二十面体占据了布拉菲格子的顶点,主链被包围在晶胞内部,如图1所示。
在B12组成的二十面体中,B原子按照占位不同被分成两类[6],称作极点原子(polar site)和赤道原子( equatorial site),分别记为B1、B2。现选取B12组成的二十面体和C—C—C链构成的菱面体结构作为研究对象,并选取文献[6]中给出的X射线衍射原子间距数据作为EET实验键距
注:表1上半部分为原子杂阶状态参数,下半部分为价键电子结构
3 计算结果与讨论
从选取的B4C晶体结构出发,通过编写Matlab循环计算程序,遵循EET计算流程,从B原子和C原子各种杂阶组态中筛选出满足判据公式(2)原子杂阶组态,得到实际晶体中可能的原子组合状态和晶体结构相应的价键电子结构,列于表1。
从表1中可以看出,碳化硼属于共价化合物。其中作为主链的C—C—C键共价电子数为1.342 8,键长为1.435 1 Å,是B4C晶体中共价性最强的键;次强键是B2—B2键,共价电子数为0.725 7,键长为1.964 1 Å,此键长小于共价电子数为0.688 5的C—B2键键长1.676 1 Å,说明主链与B12组成的十二面体分别形成相对较独立的结构单元。在B12组成的十二面体中,赤道原子点间形成最强的共价键B2—B2;极点原子B1在十二面体间形成较强的共价键,键长为1.717 1 Å,共价电子数为0.675 2,极点原子在十二面体内形成较弱的共价键,键长为1.806 1,共价电子数为0.505 9;赤道原子与极点原子间形成两类共价键,键长分别为1.759 1 Å、1.763 1 Å,共价电子数分别为0.589 2、0.586 1。
第一性原理计算[6,7,8,9]给出了B4C为共价化合物的结论,合理解释了碳化硼高硬度、高熔点等物理性质。EET计算结果同样说明B4C为共价键化合物,即便是存在于B12十二面体中最弱的共价键B1—B1,共价电子数仍为0.505 9,依然比一般普通晶体中共价键强。具体性质与价键电子结构的关系有待进一步研究。
4 结论
在众多实验只能给出碳化硼各种同分异构体的情况下,选取B4C晶体中3个C原子为主链和12个B原子构成十二面体的晶胞结构作为研究对象,利用EET理论工具,从该晶体结构出发计算得到了价键电子结构,验证了B4C属于共价键化合物(共价键占90%以上)的事实,并给出了详细的晶体共价键络分布,为进一步从电子结构出发研究B4C的性质提供了理论指导。
参考文献
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B4C 篇2
碳化硼(B4C)是一种重要的工程材料,在自然界中其硬度仅次于金刚石和立方氮化硼,具有低的密度和优异的化学稳定性等性能,被广泛应用于轻质装甲、耐磨部件和磨料以及喷气飞机叶片材料等[1]。但是,由于B4C烧结困难而且B4C陶瓷本身强度和韧性较低,使其应用范围受到限制[2]。近年来,许多研究工作者通过添加第二相颗粒作为增强、增韧相,可显著提高其力学性能[3,4,5,6]。Schwetz等人[7]研究发现,在2150～2175℃下烧结时,B4C/C复合材料的弯曲强度和杨氏模量可以达到最高值,分别为579MPa和444GPa。Kim等人[8]通过添加氧化铝改善B4C的烧结性能,氧化铝含量为2.5vol.%的复合粉体经2000℃烧结后,其弯曲强度可以达到550MPa。Suzuya Yamada等[9]利用热压烧结工艺制备的B4C-CrB2复合材料,其强度和韧性分别达到630MPa和3.5MPa·m1/2。Jianxin Deng等[10]研究了(W,Ti)C对B4C致密化的影响,结果表明,添加(W,Ti)C可以使烧结致密化温度从纯B4C的2150℃降低到1850℃。
本文以Si粉为烧结助剂,研究了不同SiCp含量对B4C基陶瓷复合材料力学性能的影响,对复合材料的物相组成、微观结构进行了分析,并探讨了复合材料的强韧化机理。
1 实验部分
1.1 原材料
B4C粉由牡丹江金刚钻碳化硼有限公司提供,中位粒径1.5μm,其中游离碳含量0.9wt.%。Si粉由济南银丰股份有限公司提供,中位粒径1μm,纯度>98%。SiCp由徐州宏武纳米材料有限公司提供,中位粒径0.1μm,纯度>95%
1.2 试样制备
以乙醇为分散介质,将8wt.%Si与不同配比的B4C、SiCp在氧化铝球磨罐中球磨10min,真空干燥后制得复合粉体。复合粉体于1850℃、60MPa下真空热压烧结,升温速率为20℃/min,保温保压30min。
1.3 性能测试
烧结后的试样经过研磨、切割,尺寸为3mm×4mm×30mm试条用于三点弯曲强度测试;尺寸为2mm×4mm×30mm,中间切口深度2mm、宽0.20mm的试条用于断裂韧性测试。弯曲强度和断裂韧性测试在LYS-50000型材料试验机上进行。用Archimedes排水法测量密度,用D/MAX-γA型X射线衍射仪分析试样的物相组成,用S-2500(Hitachi)型扫描电镜分析试样微观结构。
2 实验结果与讨论
2.1 SiCp含量对复合材料致密度和力学性能的影响
表1所示为不同SiCp含量试样的密度和力学性能。表中的数据说明,随着SiCp含量的增加,复合材料的致密度逐渐降低。当SiCp含量为4wt.%时,复合材料的相对密度仍然可以达到98%以上;复合材料的弯曲强度和断裂韧性都呈现先增大后减小的趋势,当SiCp含量为4wt.%时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大值,为431MPa和5.41MPa·m1/2,比B4C-8wt.%Si分别提高了22%和7%。随着SiCp含量的继续增加,试样的弯曲强度和断裂韧性有所下降;由于添加SiCp后复合材料的致密度有所降低,因此维氏硬度呈现逐渐下降的趋势,不过下降幅度不大。
2.2 XRD分析
图1所示为B4C-8wt.%Si和B4C-8wt.%Si-4wt.%SiCp试样的XRD图谱。可以看出,B4C-8wt.%Si试样中含有SiC相的衍射峰。分析认为,SiC是由加入的Si与原料中的游离碳以及Si固溶至B4C所置换出的C反应生成的。当Si含量为8wt.%时,置换出的C与Si反应后仍有剩余,因此在B4C-8wt.%Si和B4C-8wt.%Si-4wt.%SiCp试样中有C的衍射峰存在[11,12]。
(a)0wt.%SiCp;(b)2wt.%SiCp;(c)4wt.%SiCp;(d)6wt.%SiCp
2.3 微观结构及强韧化机理分析
不同SiCp含量试样的断口形貌如图2所示。可以看出,随着SiCp含量的增加,试样断口中的气孔数量逐渐增多。图2c和图2d分别为B4C-8wt.%Si-4wt.%SiCp和B4C-8wt.%Si-6wt.%SiCp试样的断口扫描照片。从图中可以看出,白色的SiCp比较均匀地分布在B4C基体中。图3为B4C-8wt.%Si-4wt.%SiCp和B4C-8wt.%Si-6wt.%SiCp试样断口的高倍扫描照片。由图3a可以看出,添加SiCp之后,复合材料形成“晶内-晶间”混合型复合陶瓷结构,其中圆圈内的尺寸较小的SiCp颗粒(～100nm)进入B4C晶粒内部,而箭头所指的尺寸在200nm～600nm之间的较大颗粒则分布于晶界之中。由于SiC颗粒的存在使得材料的断裂方式由穿晶断裂变为穿晶和沿晶的混合断裂方式。因此,当裂纹穿过B4C晶粒的内部扩展时,由于B4C晶粒内部细小SiC颗粒附近存在的残余应力场,可能使裂纹发生偏转、钉扎等过程,这样裂纹扩展路径变得曲折复杂,导致断裂功显著增大。此外,主裂纹沿晶内扩展过程中必然与弥散在晶内的SiC粒子及其附近的各种位错组态相遇,无论主裂纹穿过或绕过SiC粒子都要消耗部分断裂能,裂纹与各种位错组态相遇时,在裂纹尖端附近位错可通过自身形态的变化而吸收部分断裂能,对裂纹起到“钉扎”作用;当裂纹在晶界处扩展时,由于B4C晶界附近的晶内SiC颗粒与B4C基体间因热膨胀系数不同所产生的径向压应力传导到晶界上,加强了晶界,有利于抵抗裂纹的扩展[13]。当Si Cp含量达到6wt.%时,部分SiCp大颗粒烧结在一起,发生团聚(图3b),同时复合材料的致密度进一步降低,使复合材料的力学性能下降。
p(a)4wt.%SiCp;(b)6wt.%SiCp;
3 结论
B4C 篇3
该课题主要研究碳素结构钢Q235纳米化表层热扩散B4C复合表面处理工艺, 首先利用高能喷丸技术对Q235钢进行表面自身纳米化处理, 然后进行不同工艺的热扩散渗硼, 通过对比处理前后试样的组织及硬度变化, 研究表面纳米化对热扩散渗硼的影响。
1试验
1.1材料
试样选用厚度为3mm的Q235低碳钢板, 渗剂主要配料如下:
碳化硼 (Boron carbide) 化学纯分子式:B4C
氟硼酸钾 (Polussium fluoborate) 分析纯分子式:KBF4
氯化铵 (Ammonium chloride) 分析纯分子式:NH4Cl
此外也包括:三氧化二铝纳米粉, Kroll试剂 (10%HNO3、5%HF、85%蒸馏水) , 4%硝酸酒精, 无水乙醇, 丙酮, 粘土, 改性水玻璃, 石英砂, 石棉, 30mL瓷坩埚。
1.2设备
1) 喷丸用履带式抛丸机型号:QPL-30;
2) 热扩散用管式电阻炉型号:SK2-4-12。
1.3过程
1.3.1表面纳米化处理
此试验采用工业常用的喷丸方法实现表面纳米化。将100mm×100mm Q235碳素结构钢板用砂纸打磨进行表面除锈, 然后用履带式抛丸机进行不同时间抛丸处理。
喷丸选用的弹丸为Φ1mm的铬钼钢丸, 喷丸速度为45m/s, 处理时间分别为3min和60min。为减少变形, 其中60min喷丸处理的钢板先在所选表面的反面进行15min预喷丸。
1.3.2热扩散渗硼
1) 试样准备将原始 (未喷丸) Q235低碳钢板、喷丸3min板与喷丸60min板通过线切割制成10mm×10mm的小块, 然后分别用丙酮和无水乙醇超声清洗10min, 去掉表面油污, 用电吹风吹干, 装袋备用。
2) 渗硼过程其处理步骤为:配料→药品烘干→清洗试样→试样封装→热扩散渗硼→出炉清理。
(1) 药品配比:本试验采用的渗硼剂配方为碳化硼50%, 三氧化二铝43%, 氟硼酸钾3%, 氯化铵4%, 每个坩埚加入药品量为4g。
(2) 药品烘干:因为碳化硼吸水性很强, 水份的存在能破坏试验中硼原子的生成, 影响渗层性能, 所以必须予以排除。
(3) 清洗试样:在密封前用Kroll试剂清除试样表面铁锈, 然后用无水乙醇清洗干净, 用电吹风吹干。
(4) 密封试样:因为渗硼过程大多数是气相反应, 要在封闭环境下进行, 所以密封试样是试验的关键。将试样放入陶瓷坩埚, 用密封泥密封后放入热处理炉。
(5) 渗硼工艺:一般渗硼温度在850~1 000℃之间, 渗硼保温时间需要2~6h。试验以渗硼温度为主线, 保温时间趋近于下限选3h, 分别做4组:950℃×3h、850℃×3h、800℃×3h、750℃×3h。然后, 增加处理时间做对比试验750℃×6h, 一共做五组。用SK2-4-12型管式电阻炉按上述工艺处理。
(6) 出炉清理:保温结束以后将坩埚从管式炉中取出, 空冷。清理试样表面粘着的渗剂, 装袋并做好标记准备金相观察。
1.4组织性能测试
1.4.1金相组织观察
试样用造牙树脂镶嵌在塑料管中, 凝固后, 用砂轮机打磨, 磨掉横截面渗层;再分别用240~2 000#耐水砂纸进行粗磨、细磨, 接着用抛光机机械抛光;最后用4%的硝酸酒精腐蚀, 腐蚀温度:10~30℃, 腐蚀时间10s。金相观察在Polyvar-Met型光学显微镜上进行。
1.4.2扫描电镜分析 (SEM)
用JSM-6360LV扫描电镜分析方法 (SEM) 分别对原始试样和喷丸后试样的渗层横截面的微观组织以及表面形貌特征进行细致观察。
2试验结果与分析
2.1 Q235典型渗硼层横截面形貌
图1为Q235喷丸3min试样950℃×3h渗硼后渗层扫描电镜观察照片, 表面深灰色层为渗硼层, 有较多孔洞, 向里逐渐减少。组织为单相Fe2B, 垂直于试样表面择优生长, 呈锯齿状向基体楔入, 层厚约为142.8μm。在Fe2B针之间及前沿存在有一定量颜色比硼化物深, 呈长岛状的夹缝组织。次表面为过渡增碳区, 组织为珠光体和少量Fe2B, 逐渐向心部过渡, 里层的基体为低碳马氏体这是因为950℃出炉空冷淬火。
2.2不同保温时间的渗硼层形貌
如图2所示, 渗硼温度保持750℃不变时, 原始件保温3h没有渗层, 保温6h渗层约厚82.9μm;喷丸3 min试样保温3h渗层厚度为57.0μm, 保温6h渗层约厚107.0μm;喷丸1h试样保温3h渗层厚度为75.1μm, 增加保温时间到6h渗层厚度增加到129.0μm。这说明渗硼处理的保温时间的增加使渗层厚度增加。
从耐磨性能的要求来说, 对渗层的厚度宜选用在70~150μm之间;保温时间也不能过长, 否则渗层过厚反而使渗层脆性增加, 渗层与基体的结合的牢固程度减弱, 同时还会增加生产成本。所以, 对渗硼时间的选择, 一般按不同的渗硼温度选取适当的保温时间, 以达到所需要的渗层厚度即可。
2.3不同喷丸工艺的渗硼层形貌
依照图3~图5所示, 五组渗硼试样渗层厚度见表1。
/μm
950℃渗硼3h, 喷丸1h试样渗层比喷丸3min件增厚77.7μm, 比原始件增厚68.9μm;850℃渗硼3h时, 喷丸1h试样渗层比喷丸3min件增厚26.9μm, 比原始件增厚97.7μm;800℃渗硼3h时, 喷丸1h试样渗层比喷丸3min件增厚5.3μm, 比原始件增厚47.6μm;750℃渗硼6h时, 喷丸1h试样渗层比喷丸3min件增厚22μm, 比原始件增厚46.1μm;750℃渗硼3h时, 喷丸1h试样渗层比喷丸3 min件增厚18.1μm, 比原始件增厚75.1μm。
由此可说明:喷丸可以增加渗硼层厚度, 喷丸处理后的试样渗层增厚的程度随渗硼温度的升高, 喷丸时间的延长而增大。
如图3所示, 950℃高温渗硼时, 随着喷丸时间的增加, 渗层中的黑点, 孔洞减少, 组织变得致密;但同时过渡层减薄, 影响渗层与基体的结合。
3结论
a.Q235钢在750~950℃范围内渗硼保温3~6h表层能获得单相Fe2B组织, 显微硬度大于1 000HV, 远高于基体硬度。
b.渗硼温度的提高能显著增加渗层的厚度, 在750~850℃之间中温渗硼时, 渗层与基体直接接触, 没有过渡层出现。
c.保温时间的延长可以增加渗层的厚度, 但保温时间对渗层的厚度的影响不如温度的影响明显。
d.制备同样厚度的渗层, 经过喷丸处理的试样其渗硼温度和保温时间可显著降低;同等工艺条件下, 喷丸处理能增加渗硼层厚度, 改善渗层组织, 但高温渗硼时, 喷丸处理会减少过渡层厚度。
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B4C 篇4
B4C陶瓷因具有高硬度(50 GPa),高抗压强度(2854MPa)、高弹性模量(445 GPa)、低密度(2.52 g/cm3) 等[1]优良性能,被广泛应用于制造轻质防弹衣和军机、 坦克、军舰等防弹装甲材料[2],但是B4C陶瓷材料存在断裂韧性低[3],极大地限制了它的应用。在硬质陶瓷材料中引入高性能软质层制成层状结构可以有效地提高材料断裂韧性。流延法是制备层状复合材料的主要工艺[4]。
B4C陶瓷流延膜是由B4C粉、有机溶剂和有机添加剂组成,经球磨制得浆料,再将浆料流延、干燥后制得流延膜。分散效果是流延工艺的关键[5];浆料粘度则影响流延浆料的流动性和稳定性,进而决定流延膜的性能。优异的流延膜,在宏观结构上,厚度一致,表面平整光滑, 无划痕或裂纹;在微观结构上,流延膜的组分均一、致密、 无气孔及微裂纹,断面无分层[6]。性能优异的流延膜是制备高硬度、高强度和高韧性的层状复合陶瓷材料的必备条件之一。
1实验
1.1原料
B4C粉,粒度W1.5,牡丹江金刚钻碳化硼有限公司; 二甲苯和正丁醇[7],化学纯,上海久亿化学试剂有限公司; TX100,化学纯,西陇化工股份有限公司 ;EC M70,分析纯,上海山浦化工有限公司 ;PVB,航空级,国药集团化学试剂有限公司 ;DOP,化学纯,上海试剂一厂。
1.2样品制备
实验药品 的用量均 以B4C粉的量为 单位量。 首先,在35% 二甲苯和35% 正丁醇的混合溶剂中,加入TX100、B4C粉,球磨12 h(wt%)。然后,加入EC M70或PVB溶液,26 wt% DOP后继续球磨10 h。最后,滤出浆料,真空除泡30 min后流延。流延刮刀高度为1.0mm,流延速度为20 rad/min,30 ℃干燥3 ~ 6 h。
1.3性能测试
采用上海尼润智能科技有限公司SNB-2型旋转式粘度计测量粉料分散后的粘度 ;采用成都仪器厂NXS11B型旋转粘度计,表征流延浆料的流变曲线 ;日本JEOL公司JSM-6700E型场发射扫描电镜观察流延膜的表面和断口。
2结果分析与讨论
2.1分散剂含量对浆料粘度的影响
在流延浆料的制备过程中,分散剂发挥着减弱B4C粉团聚、使其稳定分散的作用,分散剂的加入量对维持流延浆料的稳定性至关重要,若无分散剂,B4C粒子将受自身的重力作用而迅速沉降。二次球磨前,浆料中有机添加剂只有TX100,浆料粘度能表征分散剂对B4C粉体的分散效果。由图1可知,浆料粘度随分散剂在浆料中用量的增加,呈先减小后增大的趋势。最低点即为最佳值, 当分散剂用量为0.6% 时,浆料粘度最低,分散效果最佳。 其原因主要是依附于粉料表面的TX100具有环状结构, 提供较大的空间位阻,进而使B4C粉分散。当超过最佳用量时,多余的TX100分子链发生缠绕,并通过桥接作用使粉料聚沉,反而降低分散效果。
2.2粘结剂种类及其含量对流延浆料流变性能的影响
EC和PVB均为长链聚合物,作为流延成型工艺的粘结剂,与常用增塑剂(如DOP)相溶,能赋予生坯良好的强度和柔韧性,在烧结过程中亦可完全燃烧。粘结剂可调节浆料粘度,延缓B4C粉沉降,过高的粘结剂含量, 降低了浆料的固相含量,流延成型适宜的浆料粘度一般为1000 ~ 2000 MPa·s。随着溶剂挥发,粘结剂相互靠近形成的空间网状结构,包裹离散状态的B4C粉,赋予流延膜强度。
图2分别为两种粘结剂含量对浆料流变曲线的影响。由图2可知,浆料粘度均随粘结剂用量增大而增大。图2 (a)中,当EC M70用量超过16% 时浆料的粘度值才适宜流延。图2(b)中,PVB用量超过12% 时,浆料均适合流延,PVB为12% 和13% 时,浆料流延曲线接近,但用量为12% 时,流延膜强度较小,故选择13% 为最佳用量。 (b)比(a)具有浆料更高的静置粘度,即浆料稳定性更好。 而EC M70做粘结剂时,浆料粘度比用PVB做粘结剂时低,这主要是由于EC M70溶解度低,溶解相同体积的粘结剂,需要引入更多溶剂,从而导致了浆料固相含量低, 即浆料粘度低,但在流延时,浆料流平性好,通过除泡和合适的干燥制度,也能制得性能优异的流延膜。
2.3B4C流延膜的微观结构
图3和图4分别为两种粘结剂制得的流延膜的表面与断面微观结构。由图可知,流延膜结构均匀、较致密, 粒子尺为1 ~ 2 μm,粘结剂在颗粒间联结,断面无明显密度梯度。其中图3(a)不及图4(a)表面平整和致密, 原因是EC M70做粘结剂,浆料固相含量低,影响其均一性。一方面溶剂的大量挥发,使留下的空隙难于被B4C粉和粘结剂的收缩完全填充,而留下气孔。另一方面, 流延膜更容易产生局部应力,在干燥过程产生更多缺陷。 提高浆料的固相含量,不仅能保证流延膜烧结后的致密性,也能减少因局部应力产生的结构缺陷。
3结论
(1)分散剂TX100最佳用量为0.6%、粘结剂EC M70的最佳用量为17.5% 或粘结剂PVB的最佳用量为13.0% 时 (wt%),制得的流延膜表面光滑、无裂纹 ;其微观结构均匀、致密。
(2)与EC M70比较,以PVB为粘结剂用量少, 流延浆料固相含量较高,浆料稳定性更好。
摘要：以碳化硼(B4C)粉为主要原料、二甲苯和正丁醇为二元溶剂、曲拉通X-100(TX100)为分散剂、邻苯二甲酸二辛酯(DOP)为增塑剂,分别以乙基纤维素(EC)M70和PVB为粘结剂,采用非水基流延法制备B4C陶瓷流延膜。研究了分散剂用量、粘结剂种类和用量对流延浆料粘度和流变性能的影响。实验结果表明,分散剂TX100的用量为0.6 wt%,粘结剂EC用量为17.5 wt%或粘结剂PVB用量为13 wt%时制得的B4C流延膜表面光滑、无裂纹、延展性较好;PVB作粘结剂的流延浆料稳定性更佳。
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