SiC陶瓷表層改性的研究

王 威，馬瑞娜，杜 安，曹曉明

（河北工業大學 材料科學與工程學院，天津 300130）

SiC陶瓷表層改性的研究

王 威，馬瑞娜，杜 安，曹曉明

（河北工業大學 材料科學與工程學院，天津 300130）

由于SiC陶瓷脆性大、沖擊韌性低、加工性能差等特點在很大程度上限制了其應用范圍，采用A l基合金熔滲SiC陶瓷的方法對SiC陶瓷表層進行改性處理.通過金相顯微鏡、SEM、EDS、XRD等檢測方法對改性后的SiC陶瓷進行微觀組織分析，通過萬能試驗機進行三點彎曲強度測定.結果表明改性后的SiC陶瓷表面生成一層含有Ti3SiC2三元相的反應層，反應層厚度隨熔滲溫度、時間呈先增加后減小的規律性變化，最厚可達500微米；反應層顯微硬度約為500HV，明顯低于SiC陶瓷的硬度；改性后SiC陶瓷三點彎曲強度比SiC陶瓷提高了1.4倍．

A l基合金；熔滲；SiC；改性；Ti3SiC2

0 引言

工程陶瓷SiC因其具有耐高溫、耐腐蝕、高強度、高耐磨性等優點，被廣泛應用于宇航、機械、化工等領域.但因其脆性大、沖擊韌性低、加工性能差等特點，這在很大程度上阻礙了其發揮作用，其中脆性是陶瓷的致命弱點，因此怎樣降低陶瓷基復合材料的脆性，提高其強度成為研究的熱點．目前為止，提高SiC陶瓷強度方法有顆粒彌散強化、晶須補強增強化、纖維補強強化、納米顆粒強化等[1-4]．穆柏椿等[5]利用不銹鋼纖維和化學鍍鎳鐵粉對材料有明顯的強化效果，單獨使用不銹鋼纖維和化學鍍鋅鐵粉對A l2O3-Fe2O3復相多孔陶瓷進行強韌化處理，可以分別使其抗彎強度提高3.9倍和1.6倍，復合使用的效果更加顯著．孫麗虹等人[6]發現同時添加Si3N4晶須和SiC納米粉的復合陶瓷比純Si3N4陶瓷抗彎強度提高178Mpa．

采用Al-Ti-Cu-Si合金熔滲的方法對SiC陶瓷進行改性處理，并研究了改性處理后SiC陶瓷的微觀組織形貌、相組成以及其力學性能．

1 試驗步驟及方法

實驗所用SiC陶瓷是采用熱壓燒結法制備，密度為3.02 g/m3，其中含有少量游離硅．試樣為10mm× 5mm×5mm和40mm×5mm×5mm兩種尺寸．A l基合金是由Al-Ti合金、硅單質、純銅熔煉而成．熔煉過程如下：將配比好的A l-Ti合金、硅塊放入石墨坩堝，置于電阻爐中加熱到900℃并保溫一定時間，待合金熔化后用石墨棒攪拌并將稱量好的銅片浸入合金熔液繼續在900℃保溫.然后將SiC陶瓷試樣浸入合金熔液中，通過改變熔滲的溫度與時間，對SiC陶瓷進行不同的改性處理．采用金相顯微鏡、SEM、EDS、XRD等檢測方法對其進行形貌觀察及組織分析，使用HMV-2T型顯微硬度計測量了試樣的硬度．通過電子萬能試驗機對試樣進行三點彎曲強度測試，圖1為三點彎曲強度測試示意圖，計算公式如式 (1)，式中為三點彎曲強度，F為測試時最大外載荷，L為跨距，b為試樣寬度，d為試樣高度.計算結果為3個平行試樣的平均．

圖1 三點彎曲強度測試示意圖Fig.1 Schematic of three pointbending test

2 實驗結果與討論

2.1 不同熔滲工藝SiC陶瓷的形貌分析

在不同的加熱溫度和保溫時間下，合金熔液對陶瓷試樣塊進行熔滲，反應層的變化如圖2、圖3所示．圖2為不同加熱溫度相同保溫時間處理后的陶瓷塊的顯微形貌圖．從圖中可以看出，隨著加熱溫度的提高，反應層厚度發生了改變．圖2看出900℃時出現了明顯的白亮色反應層，800℃、1 000℃沒有明顯的反應層．

圖2 SiC陶瓷在不同溫度合金中熔滲4 h的顯微形貌圖.Fig.2 Micrograph of SiC ceram ic infiltrated for 4 h atdifferent temperature.

在900℃時將SiC陶瓷塊置于合金熔液中分別保溫2h、4h、6h、8h，研究了不同保溫時間對陶瓷塊微觀形貌的影響，如圖3所示．

由圖看出，隨著保溫時間增長，反應層厚度先增加后降低，在900℃保溫4 h時反應層厚度達到最大值約50m左右.隨著熔滲時間延長，合金與陶瓷逐漸粘接緊密，保溫時間超過4h陶瓷表面均能緊密粘結一層合金．

為進一步分析熔滲溫度和時間對反應層形成的影響，對反應層進行XRD、SEM和EDS分析．圖4為SiC陶瓷在900℃合金中熔滲4h后反應層的XRD圖譜，反應層中主要含有A l相、Si相、Ti3SiC2相和SiC相．圖5 為SiC陶瓷在900℃合金溶液熔滲4h后反應層的背散射電子掃描圖，圖中看出反應層主要由亮白色區域、灰色區域和黑色不規則塊狀組成．對各區域進行能譜分析，如表1所示．

表1 不同位置EDS分析/at%Tab.1 EDSanalysisof interfacial reaction layer/at%

圖3 SiC陶瓷在900℃合金中熔滲不同時間的顯微形貌圖.Fig.3 Micrograph of SiC ceramics infiltrated at900℃for different time.

圖4 SiC陶瓷在900℃合金中熔滲4 h后的XRD圖Fig.4 The XRD patternsof SiC ceramic infiltrated at900℃for4 h

圖5 SiC陶瓷在900℃合金溶液保溫4 h后背散射圖Fig.5 Backscattered SEM m icrographsof SiC ceram ic infiltrated at900℃for4 h.

對照圖5及表1可得，白亮部分對應圖中A區域，主要含有Si、C、Ti元素，根據XRD分析得知此區域主要含有Ti3SiC2(Ti3Si(A l)C2)相[7-9]，局部放大圖可見Ti3SiC2呈層片狀結構，團束形式存在．圖中灰色的部分B區域主要含有Si、C、A l，結合XRD分析為SiC和A l.陶瓷本身含有SiC和Si，當陶瓷在熔融的合金液中熔滲時，發生擴散反應.Al原子擴散進入陶瓷中取代了部分Si的位置，從而使得此處襯度相比陶瓷部分更?。谏珘K狀部分如C所示，為SiC．由文獻[10]可知Cu的添加促進了SiC的分解，Al和游離硅形成A l-Si共晶，SiC與Ti進一步反應形成Ti3SiC2.同時合金中Si的含量為10%，抑制了 A l4C3脆性相的生成[11-14]．

溫度過低Al基合金流動性較差，與SiC陶瓷的潤濕性差，不利于合金的滲透；保溫時間過短，合金滲透量少不足以與陶瓷反應形成中間層．溫度過高時間過長，合金中A l元素滲透積聚過多，抑制Ti3SiC2生成，將形成Al-Ti-Si灰色組織．而適量的Al可降低Ti3SiC2合成溫度，促進其合成[15,16]．

2.2 力學性能分析

為研究陶瓷基復合材料的力學性能，首先對其硬度分布進行了分析．對900℃保溫4h時的樣品進行顯微硬度測定，載荷為0.1 kg，加載時間為10 s，圖6為合金層、反應層和陶瓷區域不同硬度值．

由圖6中曲線可以看出合金層的硬度在250～470HV之間，由于合金不同組織形貌不同，所以硬度不同，但平均硬度約為400 HV．反應層白亮區域較多，硬度值480～640 HV．SiC陶瓷不同組織局部硬度不同，SiC部分硬度為3 200HV，Si部分為2 900HV，陶瓷層平均硬度約3 000HV．

Ti3SiC2兼具金屬和陶瓷兩者的優良性能，它具有高的延展性，大的彈性模量，硬度相對較低，在常溫下SiC/Ti3SiC2材料表現為非脆性斷裂．對純SiC陶瓷、900℃熔滲4h后的SiC陶瓷進行3點彎曲測試，載荷力與撓度的關系如圖7所示．純SiC陶瓷撓度約為0.08mm、最大載荷力約為550N；熔滲過的SiC撓度約為4.8mm、最大載荷力約為1200N.經幾組平行實驗后進行計算，純SiC陶瓷三點彎曲強度約為150Mpa，熔滲后SiC強度約為350Mpa，強度了提高1.4倍．

圖6 合金層/反應層/陶瓷區域硬度值Fig.6 Microhardness for the A lalloy/Reaction layer/SiC ceram ic

圖7 三點彎曲實驗載荷力和撓度的關系圖Fig.7 Load forceand deflection of the three point bending experiment

撓度的大小反映了斷裂的快慢，載荷力與撓度曲線下面的面積顯示出韌性大小，可見熔滲過的SiC陶瓷韌性得到顯著提高．純SiC陶瓷隨著載荷力的增加，表面出現裂紋，裂紋快速擴展，即發生斷裂；而熔滲過的SiC陶瓷由于合金中的元素熔滲擴散生成含Ti3SiC2、A l等韌性相和A l-Si共晶組織，形成了反應層，并改善了SiC陶瓷的內部組織．在出現裂紋后，反應層韌性相減緩了裂紋擴展速度，韌性相斷裂時顆粒斷裂、拔出以及SiC陶瓷內部滲入的A l斷裂、拔出留下韌窩需消耗應變能以阻礙裂紋繼續擴展，從而使材料的斷裂韌性及強度大大提高[17．

3 結論

1）在900℃時SiC陶瓷與A l基合金可以有效潤濕，并有反應層形成，主要有Ti3SiC2新相和Al-Si共晶組織生成．

2）熔滲溫度過高或過低，熔滲時間過短或過長都沒有明顯反應層形成，在900℃熔滲4～6h，可以形成明顯的反應層，約為500m．

3）900℃熔滲4h后的SiC陶瓷三點彎曲強度約為350MPa，比純SiC陶瓷增大1.4倍，斷裂方式為非脆性斷裂．

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[責任編輯 代俊秋]

Investigation on the propertiesofmodified SiC surface

WANGWei，MA Ruina，DU An，CAO Xiaom ing

(SchoolofMaterial Scienceand Engineering,HebeiUniversity of Technology,Tianjin 300130,China)

Theapplication ofSiC ceram ic is lim ited due to its largebrittleness,low impacttoughnessand bad processability.In the paper,the surface of SiC ceram ic wasmodified by infiltrated in Al-based alloy liquid atvarious temperature and various time.The m icrostructure was investigated by metallographic microscope,scanning electron m icroscope (SEM),energy dispersive spectrometer(EDS),and X-ray diffraction(XRD)．Themechanicalpropertieswasanalyzed by universal testingmachine.The resultsshow that the reaction layermainly consistsof the ternary phase Ti3SiC2．The thicknessof reaction layeris increased continuously untiltoa"peak value",and then letupwith the changeof temperature and time.The biggest thickness is 500 m.Them icrohardness of reaction layerwas about500 HV,less than pure SiC obviously.Compared with pure SiC,the three-pointbending strength of themodified SiC ceram ics increased 1.4 times.

A lalloy;infiltration;SiC ceram ics;modified;Ti3SiC2

TB333

A

1007-2373(2016)01-0036-04

10.14081/j.cnki.hgdxb.2016.01.007

2015-11-12

國家863計劃（SS2013AA031005）；天津市科技支撐計劃重點項目（12ZCDGGX49100）

王威（1987-），女（漢族），碩士生．通訊作者：馬瑞娜（1977-），女（漢族），副教授．

數字出版日期：2016-01-22數字出版網址：http：//www.cnki.net/kcms/detail/13.1208.T.20160122.1116.002.htm l