液相燒結(jié)SiC基復(fù)合材料的組織與力學性能研究

馬靜梅，劉惠蓮，華 中

(吉林師范大學 物理學院，吉林 四平 136000)

SiC陶瓷因其自身結(jié)構(gòu)特點具有優(yōu)異的力學性能，抗氧化性和抗化學腐蝕能力強等優(yōu)點，在工程上得到廣泛的應(yīng)用[1].然而也正因為它的強共價鍵特性使其具有較低的自擴散系數(shù)，因此很難通過傳統(tǒng)工藝獲得完全致密的SiC陶瓷.采用固相燒結(jié)方法制備SiC陶瓷時通常會加入B，C或Al2O3等，這些添加劑雖然能夠?qū)崿F(xiàn)SiC的致密，但其燒結(jié)溫度都在2200oC以上.

近年來，AlN，Y2O3和Y2O3-Al2O3等作為燒結(jié)助劑也被加入到SiC中，這些粉體與SiC表面的SiO2反應(yīng)生成液相，不僅促進了SiC的致密化而且降低了燒結(jié)溫度(2000oC)[2].但在高溫服役條件下，這些位于晶界處的產(chǎn)物就會軟化從而降低了復(fù)合材料的力學性能，因此，為了更好的滿足SiC基復(fù)合材料的高溫服役要求，有必要尋求一種更好的液相燒結(jié)助劑，既具有高熔點又能在冷卻過程中快速晶化.

BaAl2Si2O8(簡稱BAS)是一種熔點高達1760oC的陶瓷，溫度達1175oC左右就能形成低溫共熔體，且在冷卻過程中很容易結(jié)晶[3].前期的實驗結(jié)果表明BAS是一種很有效的液相燒結(jié)助劑，促進了Si3N4陶瓷的致密化[4].因此，本文將BAS引入到SiC陶瓷的制備中，研究了BAS含量對SiC基復(fù)合材料的致密化、顯微組織和力學性能的影響.

1 實驗

1.1 實驗原料及制備

實驗所用原始粉體為α-SiC(山東濰坊凱華SiC微粉有限公司，其顆粒形貌與尺寸如圖1所示)，BaCO3(純度為99.9%，日本稀土材料有限公司)，Al2O3(純度為99.9%，日本稀土材料有限公司)和SiO2(Grade A16SG，Alcoa).生成的復(fù)合材料中BAS含量分別為20wt%、30wt%和40wt%.為保證生成BAS的化學計量比，根據(jù)廠家提供的數(shù)據(jù)，對SiC原始粉體表面的SiO2含量進行了計算.

圖1 SiC粉體的原始形貌

以無水乙醇和Si3N4小球為介質(zhì)，分別將三批次的粉體進行了球磨濕混，時間為12h，將混均勻的粉體烘干過篩(100目)后裝入內(nèi)壁涂有BN的石墨模具進行熱壓燒結(jié)，燒結(jié)溫度為1800oC，壓力為30MPa，保溫時間為1h，0.1MPa氮氣保護.

1.2 分析測試方法

復(fù)合材料的密度采用阿基米德排水法測量.實驗儀器為BP211D精密分析天平，儀器精度為0.01mg.

將測試的試樣磨平、清洗并烘干，采用日本理學RIGAKU D/MAX-γB型X射線衍射儀對復(fù)合材料進行了物相分析，銅靶Kα射線，加速電壓為40kV，電流為200mA，掃描速度4o/min，步長為0.02o，范圍為10o～65o.

將三點彎曲實驗后獲得的條狀試樣的熱壓面再次精度拋光后清洗烘干，在MX2600FE型掃描電鏡上觀察拋光表面，抗彎強度試樣的斷口形貌和壓痕裂紋擴展路徑.為防止觀察時產(chǎn)生放電現(xiàn)象，掃描前將所有觀察試樣表面噴Au處理.

復(fù)合材料的室溫抗彎強度是在Instron-5500型萬能試驗機上通過三點彎曲法測定的，十字壓頭的移動速率為0.5mm/min.試樣尺寸為3×4×36mm3，跨距為30mm，試樣四個面經(jīng)研磨和拋光無劃痕，并45°倒角.每種試樣取4～6根取平均值.復(fù)合材料的斷裂韌性是在Instron-5569型萬能試驗機上采用單邊切口梁法(SENB)獲得的.試樣尺寸為2×4×20mm3，跨距為16mm，切口寬度為0.2mm.試樣尺寸滿足L/h=4，a/h≤0.5.壓頭移動速率為0.05mm·min-1.試驗結(jié)果為4～6個試樣的平均值.

2 結(jié)果與討論

2.1 相組成及組織特征

如表1所示，隨BAS(20%～40%)含量增加，BAS/SiC復(fù)合材料的致密度增加.盡管實驗所用燒結(jié)溫度很低(1800oC)，這比SiC的傳統(tǒng)固相燒結(jié)和其它添加劑實現(xiàn)的液相燒結(jié)溫度都低，但BAS含量為40%的復(fù)合材料的致密度已高達95.8%.說明在燒結(jié)過程中，BAS起到很有效的液相燒結(jié)助劑的作用.

表1 BAS/SiC復(fù)合材料的致密度及其力學性能

圖2所示為BAS/SiC復(fù)合材料的XRD圖譜.復(fù)合材料的物相組成中沒有發(fā)現(xiàn)原始粉末BaCO3，Al2O3和SiO2的衍射峰，說明它們在燒結(jié)過程中已完全晶化成六方BAS相.圖2中也沒有觀察到單斜BAS相的存在，這主要是由于結(jié)構(gòu)特點，使得六方BAS相向單斜BAS相轉(zhuǎn)變的速率十分緩慢[3].因此，從圖2中只觀察到α-SiC和六方BAS兩相的衍射峰.

圖3(a～b)所示為BAS含量分別為20%～40%的BAS/SiC復(fù)合材料的組織形貌.根據(jù)不同的原子序數(shù)，很容易分辯出復(fù)合材料中黑色的為SiC晶粒，連續(xù)白亮的是BAS相，這與EDS分析結(jié)果一致.三種復(fù)合材料中SiC晶粒都是均勻地分散于連續(xù)的BAS相中.圖3(a)中可觀察到少量的孔洞，這與前面的致密度測試結(jié)果一致(表1所示)，這主要是因為此種復(fù)合材料中BAS含量較低，且實驗所用燒結(jié)溫度較低(1800oC).

圖2 BAS/SiC復(fù)合材料的XRD圖譜

圖3 不同BAS含量的BAS/SiC復(fù)合材料的SEM形貌

2.2 力學性能

BAS/SiC復(fù)合材料的室溫抗彎強度測試結(jié)果如表1所示.從表中可以看出，隨BAS含量的增加，復(fù)合材料的抗彎強度增大.雖然燒結(jié)過程中BAS與SiC晶粒的熱失配(六方BAS的熱膨脹系數(shù)為8×10-6/°C，SiC晶粒的熱膨脹系數(shù)為4.5×10-6/°C)會破壞SiC對BAS基體的強化作用，但當BAS含量增加到40wt%時，復(fù)合材料的抗彎強度仍比純BAS基體(156MPa)增大191%[5].這主要歸功于外力作用時，BAS能很好地向SiC傳遞載荷，及BAS含量很高造成的復(fù)合材料的高致密度(95.8%).

表1所示為復(fù)合材料的斷裂韌性測試結(jié)果.從中可以看出，隨BAS含量的增加，復(fù)合材料的斷裂韌性增加.BAS含量為30wt%和40wt%的復(fù)合材料的斷裂韌性分別為4.7和5.1MPa·m1/2.40wt%BAS/SiC復(fù)合材料斷裂韌性比純BAS陶瓷的斷裂韌性(1.4MPa·m1/2)提高264%[5].從圖4(a)和(b)所示的BAS含量為30wt%和40wt%的復(fù)合材料的斷口形貌可以觀察到，斷口比較粗糙，SiC晶粒拔出及拔出后留下的孔洞普遍可見.BAS含量的提高是復(fù)合材料斷裂韌性提高的主要原因.

圖4 30wt%BAS/SiC和40wt%BAS/SiC復(fù)合材料的斷口形貌

從表1可以看出，隨BAS含量的增加，復(fù)合材料的彈性模量增加.這主要與不同BAS含量的復(fù)合材料的致密度相關(guān).一般來說，陶瓷的燒結(jié)工藝對其彈性模量影響很大.彈性模量與復(fù)合材料中的孔洞可以用以下關(guān)系表示：

E/E0=1-kP

此處E0為沒有孔洞即完全致密的復(fù)合材料的彈性模量，k為常數(shù)，P為孔隙率.當P很小時，復(fù)合材料的彈性模量就會隨孔隙率P的增加而線性降低[6].

圖5所示為30wt%BAS/SiC復(fù)合材料的裂紋擴展路徑.從圖中可以看出裂紋沿SiC晶粒與BAS相的晶界處偏轉(zhuǎn)及裂紋尖端處SiC晶粒的拔出和裂紋橋連.裂紋偏轉(zhuǎn)的路徑越彎曲，越有利于復(fù)合材料力學性能的提高.另外，適當?shù)奶岣邿Y(jié)溫度，將有利于復(fù)合材料致密度的提高，從而有利于復(fù)合材料力學性能的提高.

圖5 30wt%BAS/SiC復(fù)合材料的裂紋擴展路徑

3 結(jié)論

采用1800°C熱壓燒結(jié)工藝成功制備了不同BAS含量的SiC基復(fù)合材料.隨BAS含量的增加，復(fù)合材料的致密度和力學性能都增加.SiC晶粒的拔出、裂紋偏轉(zhuǎn)和裂紋橋連為復(fù)合材料的主要增韌機制.

參考文獻：

[1]M.Hotta，J.Hojo.Effect of AlN additive on densification，microstructure and strength of liquid-phase sintered SiC ceramics by spark plasma sintering [J].Journal of the Ceramic Society of Japan，2009，117(1369):1009-1012.

[2]J.Ihle，M.Herrmann，J.Adler.Phase formation in porous liquid phase sintered silicon carbide:Part I:Interaction between Al2O3and SiC[J].Journal of the European Ceramic Society，2005，25(7):987-995.

[3]L.M.Liu，F(xiàn).Ye，H.J.Zhang，J.Yu，Z.G.Zhang.Celsian formation in Si3N4-Ba0.75Sr0.25Si2Al2O8composites[J].Scripta Materialia，2009，60(6):463-466.

[4]F.Ye，L.M.Liu，H.J.Zhang，B.S.Wen.Thermal shock behavior of 30wt%BAS/Si3N4self-reinforced composite[J].Journal of Alloys and Compounds，2010，493(1-2):272-275.

[5]F.Ye，Y.Zhou，T.C.Lei，J.M.Yang，L.T.Zhang.Microstructure and mechanical properties of barium aluminosilicate glass-ceramic matrix composites reinforced with SiC whiskers[J].Journal of Materials Science，2001，36(10):2575-2580.

[6]J.S.Zhang，Y.Y.Zhang，M.T.Wang，F(xiàn).X.Xu.Microstructure and Properties of Ceramics[M].Beijing:Chemical Industry Publishing House，2007：213.