在连续热镀锌生产线中,与沉没辊、稳定辊配合使用的轴套、衬套等摩擦副材料需承受熔融锌铝液的反复侵蚀、较大的应力以及与轴承的滑动摩擦等多重作用。这些材料的损坏非常严重,服役寿命不高,亟需改进提升。Si₃N₄陶瓷以优异的力学性能和稳定性成为该部件的首选材料。然而,Si₃N₄陶瓷材料的脆性依然是它的短板,在使用过程中可能发生的脆性断裂将导致整个生产线停止运行,停机更换和调试将影响到整个机组的热镀锌产品质量和生产效率。此外,随着磨损加剧,轴承副之间摩擦力迅速增加,可能导致钢板无法驱动辊子转动,引起热镀锌钢板的划伤,给产品质量带来隐患。因此,提高Si₃N₄陶瓷材料的断裂韧性和耐摩擦磨损性能,同时保持其较高的力学强度和抗金属熔液侵蚀性能,对于提高热镀锌生产线的产品质量和生产效率具有十分重要的意义。本论文针对热镀锌生产线的实际应用需求,通过引入第二相和调节晶粒尺寸分布等方法来改善Si₃N₄陶瓷的力学性能和耐磨损性能。首先,在Si₃N₄陶瓷材料中引入一种新的添加相——金属钨颗粒（W）,研究了W与Si₃N₄基体之间可能发生的化学反应,并探索了抑制反应发生的技术手段;通过高性能W/Si₃N₄陶瓷材料制备工艺等研究,考察了W引入对Si₃N₄基体的致密化、力学性能及耐摩擦磨损性能的影响。其次,探索了金属钨纤维（W_f）作为增韧相对Si₃N₄陶瓷断裂行为的影响。然后,通过在Si₃N₄陶瓷基体中引入铁的硅化物（Fe Si_x）,来调控Si₃N₄陶瓷材料的微观结构,进而影响材料的力学性能。最后,设计并制备了W-Fe₅Si₃核壳结构,通过有限元分析结合实验验证等研究,进一步优化了Si₃N₄陶瓷材料的力学性能。主要研究结果如下:热力学分析表明W与Si₃N₄在高温下不能共存,采用一定N₂气压可有效抑制二者之间的化学反应。实验证实了上述分析,并在100 bar N₂、1750 ^oC条件下成功制备出W/Si₃N₄陶瓷材料。当W引入量?5 vol%时,可制备出致密W/Si₃N₄陶瓷材料。当W含量?10 vol%时,W/Si₃N₄陶瓷的相对密度随W含量的增加而降低。当W引入量为3 vol%时,W/Si₃N₄陶瓷的断裂韧性达10.8±0.5 MPa·m^1/2,较未引入W样品提高24%,这源于W与Si₃N₄基体之间形成了较弱的界面结合,后者有利于裂纹偏转和Si₃N₄晶粒拔出,使断裂韧性提高。在摩擦磨损过程中,W/Si₃N₄陶瓷中的W单质被氧化后以氧化物的形式进入磨屑中,促进这些磨屑相互粘结,在磨球表面形成了更加光滑完整的附着层,从而提高了Si₃N₄陶瓷的耐摩擦磨损性能。当W/Si₃N₄陶瓷与GCr15轴承钢球配副时,5 vol%W的引入可使磨损率从3.39×10^-6mm³·N^-1·m^-1减少到1.83×10^-6mm³·N^-1·m^-1,降低46%。当W/Si₃N₄陶瓷与商用Si₃N₄球配副时,5 vol%W的引入可使磨损率从4.70×10^-6mm³·N^-1·m^-1减小到0.38×10^-6mm³·N^-1·m^-1,降低一个数量级以上。当W_f引入量?2 vol%时,可制备出致密W_f/Si₃N₄陶瓷材料。在材料制备过程中,W_f易氧化,O元素最终转变为Si O₂。引入Si₃N₄陶瓷基体的W_f在烧结过程中易发生晶粒粗化,晶粒的定向排列结构也遭到破坏。引入W_f未能达到提高Si₃N₄陶瓷材料断裂韧性的预期效果,这与二者之间的粗糙界面不利于W_f的拔出以及W_f的性能快速退化有关。Fe Si₂的引入可起到原位形成β-Si₃N₄晶种、调节晶粒尺寸分布的作用。0.2wt%Fe Si₂的引入使Si₃N₄陶瓷的弯曲强度从1016±46 MPa增加到1086±48 MPa,断裂韧性从7.1±0.1增加到9.8±0.5 MPa·m^1/2,断裂韧性提高38%。引入的Fe Si₂最终以Fe₅Si₃第二相的形式存在,高热膨胀系数Fe₅Si₃颗粒使界面周围形成较大的径向残余拉应力与切向残余压应力。通过修正热应力模型发现,当第二相颗粒靠近材料表面时其径向残余应力急剧降低,而切向残余应力急剧升高,在Fe₅Si₃/Si₃N₄陶瓷表面形成较大的残余压应力,导致材料强度升高。引入0.5 wt%Fe Si₂使Si₃N₄陶瓷的弯曲强度从1016±46 MPa增大到1242±26 MPa,弯曲强度提高22%。大尺寸的Fe₅Si₃颗粒界面产生更多的弹性应变能,容易导致界面剥离,引起Si₃N₄陶瓷弯曲强度的下降。通过引入Fe Si₂/WSi₂复合粉体的方式,在Si₃N₄陶瓷中形成了W-Fe₅Si₃核壳结构。低热膨胀系数的W核可抑制Fe₅Si₃壳层的径向收缩。W-Fe₅Si₃核壳结构的引入可有效改善界面周围残余热应力的大小和分布,减少了界面剥离的产生。随Fe Si₂/WSi₂复合粉体引入量的增加（?1wt%）,材料的弯曲强度和断裂韧性均呈现持续增加的趋势。