SiC摻雜SiAlON納米復相陶瓷的制備及其顯微組織結構分析

王　辰，王志會，田淑梅，王新元，溫志強,劉　迪

(1.吉林化工學院 材料科學與工程學院，吉林 吉林 132022；2.大慶石化公司 信息技術中心，黑龍江 大慶 163714；3.內蒙古大唐呼倫貝爾化肥有限公司，內蒙古 呼倫貝爾 021000；4.中電投寧夏青銅峽能源鋁業集團有限公司，寧夏 青銅峽 750002；5.遼寧盤錦長連化工有限公司，遼寧 盤錦 124221)

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SiC摻雜SiAlON納米復相陶瓷的制備及其顯微組織結構分析

王辰1，王志會1，田淑梅2，王新元3，溫志強4,劉迪5

(1.吉林化工學院 材料科學與工程學院，吉林 吉林 132022；2.大慶石化公司 信息技術中心，黑龍江 大慶 163714；3.內蒙古大唐呼倫貝爾化肥有限公司，內蒙古 呼倫貝爾 021000；4.中電投寧夏青銅峽能源鋁業集團有限公司，寧夏 青銅峽 750002；5.遼寧盤錦長連化工有限公司，遼寧 盤錦 124221)

摘要：SiC摻雜SiAlON可以制備出高性能的納米復相陶瓷.該陶瓷的相對密度高、硬度大和斷裂韌性好.為了研究SiC作為增強相對SiAlON陶瓷性能的影響及機理，通過改變SiC添加劑的含量，采用干壓成型(35 MPa、30 s)以及超高溫無壓燒結技術(1600 ℃、1650 ℃、1700 ℃)制得陶瓷試樣.使用電子天平、維氏硬度計、SEM對其相對密度、硬度、斷裂韌性和顯微組織結構進行分析，以便今后獲得高硬度和斷裂韌性的納米復相陶瓷.

關鍵詞：SiAlON；SiC；干壓成型；超高溫無壓燒結；顯微結構

SiAlON陶瓷具有良好的耐高溫、耐磨損、耐腐蝕性能及優異的化學穩定性能，這使其成為近些年科研工作者關注的焦點.但是SiAlON陶瓷仍屬陶瓷類脆性材料，抗沖擊韌性及抗裂紋損傷性差，這嚴重限制了它的應用范圍[1-2].復合陶瓷材料是由兩種或兩種以上物理化學性質不同的物質組合而成的一種多相固體材料，其性能往往要好于單相陶瓷材料[3-5].故本課題主要研究SiC顆粒作為增強劑添加到SiAlON基體后陶瓷的顯微結構及性能變化，努力提高SiC/SiAlON納米復合陶瓷的強度和韌性，使其在機械化工，冶金等工業領域有具有廣闊的發展前景[6].

1實驗部分

1.1　實驗原料

實驗所用原料和試驗配方如表1、表2所示.

表1　基本粉料

其他輔助原料

(1) PVB：聚乙烯醇縮丁醛(polyvinyl butyral)做粘結劑.

(2) 無水乙醇(absolute ethyl alcohol)：無水乙醇密度為0.789～0.791 g·mL-1，沈陽市試劑二廠生產.

表2　試驗配方(wt%)

用Wik形式表示燒結后的樣品標記.符號前兩位Wi代表對應樣品的成分，第三位k在寫a、b和c時分別代表1 600、1 650 ℃和1 700 ℃.

1.2　實驗步驟

將粉料分別投入無水乙醇中，用超聲波震蕩儀對其進行分散處理.按比例將分散好的粉料加入預先配制的聚乙烯醇縮丁醛/無水乙醇(PVB)混合溶液中，在25 ℃恒溫水浴條件下，以100 r/min的速率攪拌6 h后，置于80 ℃真空干燥箱內烘干.用球磨機對干燥后的粉料進行球磨(轉速300 r/min，攪拌時間5 h)并過50目篩.用粉末壓片機將粉料壓成圓片形坯體.采用干壓成型(35 MPa、30 s)以及超高溫無壓燒結技術(1 600 ℃、1 650 ℃、1 700 ℃)制得陶瓷試樣.所有試樣經切割后，噴金處理120 s，利用SEM技術觀察試樣的斷口表面組織形貌.利用砂紙和臺式拋光機對剩余試樣斷面進行磨削及拋光處理，使用維氏硬度計對試樣進行壓痕法測試，并計算其硬度及斷裂韌性值.

2結果與討論

2.1　SiC/SiAlON試樣的宏觀力學性能

燒結樣品的性能測試結果見表3.

表3　燒結樣品的性能測試結果

由表3可知，樣品W1b的密度相對密度最大，分別為4.423 1和94.98%，試樣W2c的硬度以及斷裂韌性值值最大，為5.65 GPa和4.712 MPa·m1/2.這說明燒結溫度的適當提高有助于其力學性能的提升.

通過圖1可以看出，試樣隨著溫度的升高相對密度先減小后增加.當相對密度達到10%則呈現一直增加的趨勢.由此可知，在1 600～1 650 ℃之間，隨樣品燒結溫度的增加相對密度先減小，而后增加的趨勢.

燒結溫度/℃圖1　不同燒結溫度下試樣的相對密度

通過圖2可知，在相同燒結溫度下，試樣的相對密度隨SiC含量的增加而減小.但SiC的含量在4～8%的相對密度減小較快，而在8～10%相對密度減小的較慢，在相同燒結溫度下，相對密度隨SiC含量的增加而減小的原因可能是，SiC的熔點較高，在較高的燒結溫度下，SiC不會很快融化，阻礙晶界間流動，導致相對密度減小.

SiC含量/%圖2　不同SiC含量下試樣的相對密度

通過圖3可以看出同種成分的試樣隨燒結溫度的增高而增高，并且燒結溫度在1 650～1 700 ℃的增長速率低于1 600～1 650 ℃的增長速率.維氏硬度隨溫度的提高而增加的原因可能是高溫能夠促進燒結反應的進行，使得試樣的致密度高，故維氏硬度也變小.

燒結溫度/℃圖3　不同燒結溫度下試樣的維氏硬度

通過圖4可以看出試樣的維氏硬度隨摻雜物含量的增加而增加，但是增加速率卻有所降低.由此可知，在4～6%范圍內適量摻加SiC可以提高納米復相陶瓷的硬度.隨著摻雜量的增加，硬度提升的速率略呈下降趨勢，其原因可能是多方面的.這可能是由于SiC粉體粒度相對較大，并且伴隨SiC摻雜量的增加，粉體流動性變差，使得該納米復相陶瓷硬度提升速率降低.另外一種可能是，在燒結過程中SiC的出現令晶界遷移受到阻力，晶界遷移速率降低SiC含量越高，晶界遷移速率越低，阻止了晶粒的長大，使晶粒得到了細化，由Hall-Petch公式HV=HV0+Kd-1/2求導的到增長速率HV′=-0.5Kd-3/2，通過增長速率曲線分析可知，晶粒直徑d越小增長速率越慢，故SiC含量越高，試樣硬度的增速降低.

SiC含量/%圖4　同SiC含量下試樣的維氏硬度

由圖5可知，試樣的斷裂韌性值隨燒結溫度的提高而增大，在同一燒結溫度下，試樣斷裂韌性值隨摻雜物含量的增加而增大，由此可看出，SiC有利于提高SiAlON基陶瓷斷裂韌性，其原因可能是在高溫狀態下Si4+在SiAlON與SiC離子半徑不同，熔融狀態下離子交換導致晶格發生顯著畸變，從而促進燒結，進使試樣試樣的致密度提高，硬度和斷裂韌性也得到了提高.

燒結溫度/℃圖5　不同燒結溫度下試樣的斷裂韌性值

通過圖6可知，同種成分的試樣隨燒結溫度的提高斷裂韌性值先增加后減小，并且有隨燒結溫度的提高斷裂韌性值先增加后降低的趨勢.造成這種現象的原因可能是燒結溫度的提高使SiC的流動性增加，減少了試樣的缺陷的存在，從而提高了試樣的斷裂韌性值.而后因為SiC含量增加抑制晶界流動性，導致斷裂韌性值降低.

SiC含量/%圖6　不同SiC含量下試樣的斷裂韌性值

2.2　SiC/SiAlON試樣的微觀顯微組織結構

通過對圖7(b)觀察發現有大量氣孔，直徑大于約為50 μm，而圖7(a)中只有微量氣孔直徑大約在10～20 μm，試樣W1c比試樣W4a的氣孔少而小，這與上述試樣W4a比試樣W1c的相對密度、硬度、斷裂韌性值小的結果相吻合，這說明陶瓷試樣的這些性質可能與氣孔有一定的關系[7-8].

(a) 試樣W4a

(b)試樣W1c圖7　氣孔的顯微形貌

通過圖8(a)和(b)可以看出兩圖中均存在白色顆粒，而圖8(a)中白色顆粒大而多，顆粒在表面為分離型.而圖8(b)中的顆粒小而少，顆粒在表面既有分離型又有內嵌型.并且兩者均有部分位置無白色顆粒.對于平臺區而言，圖8(a)中平臺區數量少，而圖8(b)中較多，兩圖中平臺區的形狀均為不規則的，并且其分布也沒有規律，圖8(a)白色顆粒較大可能是因為反應溫度較低，使反應中剩余較多的SiAlON，而這些SiAlON在攪拌或反應過程中發生團聚，故顆粒較大.圖8(b)比圖8(a)中平臺較多，可能是因為試樣W1c燒結溫度較高，SiC含量多，并且SiC的流動性好，可以使其滲入到晶界中，故形成較多的平臺.

(a) 試樣W4a

(b) 試樣W1c圖8　平臺區顯微形貌

通過圖9(a)可以進一步觀察到圖中有一較大白色顆粒，直徑約為2.0 μm，圖9(b)中的白色顆粒較小，直徑約為1.5 μm.圖9(a)和(b)中均存在直徑約為0.5～1.0 μm的小顆粒.在圖9(b)中白色顆粒周圍有微裂紋存在，而且白色顆粒上有被切割的痕跡.這可能是因為顆粒的存在，使試樣在斷裂時繞開顆粒，形成平行裂紋.圖9(b)中平臺區較多，且平臺區白色顆粒都靠近邊緣.

(a) 試樣W4a

(b) 試樣W1c圖9　白色顆粒及裂紋顯微形貌

3結論

(1) 在SiC的含量為6wt%，燒成溫度為1 650 ℃，保溫1 h的工藝條件下可以得到相對密度在90%以上的致密化程度高、力學性能優良的SiC/SiAlON納米復合陶瓷.

(2) 氣孔相與SiC顆粒等陶瓷微觀顯微組織結構對陶瓷性能的提升有一定聯系.

參考文獻：

[1]李世普.特種陶瓷工藝學[M].武漢：武漢理工大學出版社，1990.

[2]姚志春，胡曉東，段雅峰.陶瓷膜分離技術在濕法冶金中的應用研究[J].膜科學與技術，2011，31(1)： 96-99.

[3]張志杰，蘇達根.納米-納米復相陶瓷的制備[J].中國陶瓷,2003，39(1)：12-13.

[4]樊新民，張騁，蔣丹宇.工程陶瓷及其應用[M].北京：機械工業出版社，2006.

[5]劉為良.先進陶瓷工藝學[M].武漢:武漢理工大學出版社,2004.

[6]Gupta TK,Bachtold J H.,et al.Stabilization of Tetragonal Phase in Polycrystalline Zirconia[J].Material Science，1977，12(1)：2421-2426.

[7]解玉鵬.宮勛,郎成.SiC顆粒含量和粒徑對漿料粘度的影響[J].吉林化工學院學報，2015,32(8):63-66.

[8]解玉鵬.層厚對SiCw/SiC層狀結構陶瓷拉伸性能的影響[J].吉林化工學院學報，2015,32(4):35-37.

Preparation and Microstructure Analysis of SiC Doped

SiAlON Nanocomposite Ceramic

WANG Chen1,WANG Zhi-hui1,TIAN Shu-Mei2,

WANG Xin-yuan3,WEN Zhi-qiang4,LIU Di5

(1.College of Material Science & Engineering,Jilin Institute of Chemical Technology,Jilin City 132022 China；2.Infornation Technology Cernter Of Daqing Petrochemical Campany,Daqing 163714,China；3.Datang Hulunbeier Group Chemical Fertilizer Co,Ltd.,Hulunbeier 021012,China；4.China Power Investment NingXia QingTongXia Energy Aluminum Co.,LTD,Qingtongxia 750002,China；5.Liao Ning Pan Jin Cang Lian Chemical Fertilizer Co,Ltd.,Panjin 124221,China)

Abstract:High-performance nanocomposite ceramic can be prepared by SiC doping SiAlON,which has high relative density,good hardness and fracture toughness.In order to study the effects and methods of SiAlON ceramic reinforced by SiC,specimens were fabricated by changing the content of SiC additive,using dry pressing (35 MPa,30 s) and ultra-high temperature pressure sintering (1 600 ℃,1 650 ℃,1 700 ℃).The relative density,hardness,fracture toughness and microstructure of samples were analyzed by electronic scales,Vickers hardness tester,SEM(Scanning electron microscope),which can achieve high hardness and fracture toughness of nanocomposite ceramics in the future.

Key words:SiAlON；SiC；dry pressing；UHPS(ultra-high temperature pressureless sintering)；microstructure

中圖分類號：TB 321

文獻標志碼：A DOI：10.16039/j.cnki.cn22-1249.2015.11.030