碳化硅技術陶瓷無壓燒結工藝研究*

王 坤

(新沂市星辰新材料科技有限公司 江蘇 新沂 221400)

前言

碳化硅的分子式為SiC，分子量為40.07，其中硅含量占70.045%，碳含量占29.95%，其容重為3.160～3.217 g/cm3。SiC是以共價健為主的共價化合物，Si-C之間的平均鍵能為300 kJ/mol，其中總能量的78%屬于共價鍵，總能量的12%屬于離子鍵，總能量的10%屬于混合鍵型[1]。SiC晶體的單位晶胞是由四個C原子圍繞Si原子而成，且每一個C原子周圍也同樣由四個Si原子所包圍，即由Si-C四面體構成[2]。所有SiC多型體結構均由Si-C四面體這一基本結構單元在空間密排堆垛而成，并呈現明顯的層狀結構[3]。碳和硅兩元素在形成SiC晶體時，其基本單元是Si-C四面體，所有SiC結構均是由[SiC4]和[CSi4]堆積而成，不同的只是平行結合或反平行結合[4]。

由于這些[SiC4]和[CSi4]堆積次序不同，相應有不同的晶體結構，其可分為立方晶系、六方晶系和菱形晶系[5]。在眾多的SiC多型體中，以α-SiC、β-SiC最為常見。即屬于六方晶系和菱方晶系的α-SiC，類似于閃鋅礦結構的立方晶系β-SiC[6]。盡管從結構分析很容易區分很多多型體，但其物理性能幾乎沒有差別。因為所有結構都是緊密堆積的，故密度應為常數3.17 g/cm3[7]。各種晶型SiC的形成與溫度有關，它們各有一定的溫度穩定范圍。β-SiC為低溫穩定型，其生成溫度視初始原料和其它條件不同而有較大差異，一般為1 300～2 000 ℃[8]。在2 000～2 700 ℃范圍內，可生成各種晶型變體的α-SiC，如2H、4H、15R，6H型生成溫度最高，達2 500～2 700 ℃[9]。因此，從低溫到高溫，SiC晶型的轉變規律為3C-2H-4H-15R-6H[10]。α-SiC的常見類型中以6H的數量為最多。

SiC的共價鍵結構特點決定了其晶體結構對稱性較大，呈現出較強的各向異性，這就使得其原子滑移面減少，不易引起變形，即使在高溫下，也有很高強度[11]。因此SiC具有僅次于金剛石和立方氮化硼的硬度、比剛玉還高的機械強度、高的熱導率、優異的高溫力學性能(高溫強度、抗蠕變等)、抗氧化性能和耐酸、耐堿的抗腐蝕性能[12]。SiC在大氣壓條件下分解溫度為2 500 ℃以上，不存在熔點。其耐磨性十分優良，耐熱性也優于Si3N4，還具有非常小的熱膨脹系數[13]。這些都是由SiC的共價鍵特點和比較小的原子間距所決定的。由于SiC具有上述優異的性能，使SiC得到了廣泛的應用。它最初主要當作磨料來使用，當作耐火材料也有很長的應用歷史。此外，碳化硅陶瓷可作為一種耐磨性能很好的材料，尤其作為機械密封材料已是公認的自金屬、氧化鋁、硬質合金以來第四代基本材料[14]。

無壓燒結又稱常壓燒結，是對含有微量氧的β-SiC中添加硼和碳，在2 000 ℃左右，惰性氣氛中燒結，可獲得98%理論密度的碳化硅燒結體。無壓燒結一般有兩種方法：固相燒結工藝和液相燒結工藝。二者區別在于使用燒結助劑及相應燒結機理不同。固相燒結一般采用B-C系燒結助劑，B系燒結助劑可以在SiC粒界析出，降低界面能促進燒結反應，C則利于除去SiC表面的SiO2，提高粉體表面能，從而提高粉體活性。液相燒結一般采用Al及氧化物助劑，一般以Y2O3為代表，特別是Y2O3和C系A1系助劑的二組分助劑，這些助劑使SiC及其復合材料呈現液相燒結，能顯著提高SiC及其復合粉料的燒結活性。筆者采用無壓燒結SiC陶瓷，主要研究內容有：

1)研究不同β-SiC添加量和不同燒結溫度對SiC陶瓷燒結體性能的影響。

2)研究SiC粉體顆粒級配對SiC陶瓷燒結體致密性的影響。

3)研究不同成形壓力、不同保壓時間對SiC素坯成形及SiC陶瓷燒結體性能的影響。

4)利用密度測試、硬度測試、X射線衍射、SEM等手段研究和觀察SiC陶瓷燒結體表面，分析影響其致密化的因素。

1 實驗部分

1.1 實驗原料

本次實驗采用燒結中的無壓燒結，實驗所用原料見表1。

表1 實驗原料，規格及產地

1.1.1 碳化硅

碳化硅分子量40.07，呈無色、黑色、墨綠色、黃色等，有立方晶系和六方晶系。理論密度為3.16～3.2 g/cm3，熔點為3 000 ℃，沸點為3 500 ℃，熱導率為0.3 W/(m·K)，線膨脹系數為5.12×10-6/℃，不溶于水和酸，但可溶于堿。

本實驗所用的碳化硅是粒度為W1的α-SiC和粒度為W1.5的β-SiC。α-SiC分解溫度在2 400 ℃左右，屬于高溫穩定型。β-SiC屬于低溫穩定型，溫度高時β-SiC會轉相生成α-SiC。W1的α-SiC原粉粒度d50=0.91 μm，d90=1.54 μm。W1.5的β-SiC原粉粒度d50= 1.52 μm，d90= 2.55 μm。本次使用的原料粉料均為經過精細分級的優質碳化硅微粉，粒徑分布集中，純度高。

1.1.2 碳化硼

碳化硼，分子式為B4C，是一種僅次于金剛石和立方氮化硼的高硬度無機非金屬材料。其相對密度為2.52 g/cm3，熔點為2 350 ℃，沸點>3 500 ℃，與酸、堿溶液不起反應，具有高化學位、中子吸收、耐磨及半導體特性。是對酸最穩定的物質之一，在所有濃或稀的酸或堿水溶液中都穩定，用硫酸、氫氟酸的混合酸處理后，在空氣中800 ℃煅燒21 h，可完全分解并形成三氧化碳和三氧化二硼。碳化硼的強度很高，莫氏硬度為9.36，顯微硬度為43 149.26～52 955.95 N/mm2，與酸、堿溶液不起反應。在元素周期表中，Si的位置和B、C毗鄰，因而性能上很相似。根據相似相容原理，B4C的存在會改善燒結擴散，促進碳化硅的燒結?？梢?，碳化硼在碳化硅燒結過程中能促進其致密化進程，是一種有效的其它工程陶瓷的燒結助劑。

本次使用的W1碳化硼晶粒d50=0.62 μm，d90= 0.82 μm，絕大部分顆粒小于1 μm，分布范圍窄。

1.1.3 酚醛樹脂

酚醛樹脂分子式為[C8H8O2]n，也叫電木，又稱電木粉，原為無色或黃褐色透明物，一般是由苯酚與甲醛縮聚得到的。酚醛樹脂綜合性較優，易溶于丙酮、酒精等有機溶劑中。按溶解性可分為醇溶性酚醛樹脂和水溶性酚醛樹脂。醇溶性酚醛樹脂屬于乙階段反應的產物，一般工業大多使用的醇溶性酚醛樹脂。水溶性酚醛樹脂是熱固性甲階酚醛樹脂。

本實驗使用水溶性酚醛樹脂作為粘結劑，除了增加素坯的強度，主要是高溫裂解后提供碳源。粘結劑可以有效地提高樣品生坯的密度，使不同粒徑的SiC顆粒在一定的壓力下產生一定的強度。粘結劑含量越多，干燥后網絡越密實，粘結力也越強，但粘結劑含量過多會降低碳化硅陶瓷生坯的密度，同時高溫裂解后殘留的C較多，從而影響燒結體的密度。

1.1.4 聚乙二醇

聚乙二醇簡稱為PEG，其結構式為HO(CH2CH2O)nH，本品為白色蠟狀固體薄片或顆粒狀粉末，在水或乙醇中易溶，在乙醚中不溶，相對密度為1.12～1.15，是一種非離子型表面活性劑。

本實驗中，聚乙二醇作塑化劑。通過空間位阻穩定機制，吸附于顆粒表面形成微胞，可防止填料粒子之間相互聚集，保證與樹脂、填料有適當的相容性及良好的熱穩定性，從而達到分散的目的。聚乙二醇在常溫條件下很穩定，但在120 ℃或更高溫度下能與空氣中的氧發生氧化作用。加熱至300 ℃產生斷裂或熱裂解，高溫真空裂解后理論殘碳率為54%。

1.1.5 四甲基氫氧化氨水溶液

四甲基氫氧化銨(TMAH)分子式為(CH3)4NOH，常為無色至淡黃色液體，有一定的氨氣味，是一種強有機堿，極易吸潮，在空氣中能迅速吸收二氧化碳，通常為10%、25%的水溶液，加熱到沸點130 ℃時易分解成三甲胺和甲醇，揮發成氣體，不會留在燒結成品中。本實驗采用TMAH作表面活性劑和分散劑。

1.1.6 油酸

油酸是一種不飽和脂肪酸，分子式為H3(CH2)7CH=CH(CH2)7COOH，純油酸為無色油狀液體，有動物油或植物油氣味，久置空氣中顏色逐漸變深，工業品為黃色到紅色油狀液體，有豬油氣味。易溶于乙醇、乙醚、氯仿等有機溶劑中，不溶于水，易燃，遇堿易皂化，凝固后生成白色柔軟固體。在高熱下極易氧化、聚合或分解，實驗中作為潤滑劑提高造粒粉料的流動性，高溫真空裂解殘炭率為75%。

1.2 實驗設備

表2 實驗所用儀器設備

續表2

本實驗所用設備名稱、型號及其產地如表2所示。

1.3 實驗流程圖

實驗工藝流程圖如圖1所示。

1.4 實驗過程

1.4.1 漿料制備

本實驗所設計的配方如表3所示。

圖1 實驗流程示意圖

W1 α-SiC(g)W1β-SiC(g)W1 B4C(g)酚醛樹脂(g)PEG(g)TMAH(g)油酸(g)1100001080100.512950501080100.513930701080100.51

續表3

本實驗所用α-SiC和β-SiC的質量總共1 kg，前人的研究得出漿料的固含量以50%～55%為宜，故加入去離子水的質量為1 kg。將配置好的粉料和陶瓷添加劑置于尼龍球磨罐中，加入球料質量比為2∶1的碳化硅陶瓷球作為研磨球，再加入去離子水，將蓋擰緊。將球磨罐置于滾筒式球磨機上以150 r/min轉速球磨10～12 h，將研磨球篩除，即可得到各組分均勻分散的漿料。

1.4.2 漿料噴霧造粒

實驗使用LGZ-8高速離心式噴霧干燥機對漿料進行噴霧干燥,采用的技術參數為：熱風進口溫度為260～280 ℃，出口溫度為95～120 ℃，進料蠕動泵轉速為30～50 r/min，噴嘴霧化器轉速為20 000 r/min。具體的噴霧造粒過程為：

1)打開送風機、引風機及加熱開關將噴霧干燥機升溫到所需溫度；

2)將漿料攪拌均勻，打開噴頭調好轉速并運行，使離心噴霧開始高速旋轉，將制備好的漿料通過蠕動泵傳送到噴頭進料口；

圖2 碳化硅原粉

3)隨著噴嘴高速旋轉，漿料霧化成比表面積極大的小液滴，其遇到熱空氣后干燥收縮，落入下方布袋收集器形成了造粒粉料。

造粒粉和原粉在生物顯微鏡下的圖像如圖2、圖3所示。

圖3 碳化硅造粒粉

由圖2和圖3可知，未造粒的碳化硅原粉呈不規則的多邊形，易團聚，松裝密度低，流動性差。而經過造粒的粉料明顯呈圓球狀，流動性好，在模壓成形過程中，粉料堆積更加密實，氣孔較少，燒結過程中內摩擦力減小，使陶瓷制品更加致密化。

1.4.3 級配的設計

本實驗對顆粒級配 SiC粉體的制備工藝進行了初步研究，采用顆粒上限為 125 μm 的造粒粉，根據富勒提出的最大理論密度曲線，當級配指數n=0.8時，曲線比較接近目標級配。實驗中以配制300 g的SiC粉體為例，分別按140目、160目、180目、200目、250目、300目、350目、400目、500目篩子篩分配料，對造粒粉經過反復篩分，取出級配需要顆粒粒徑的粉體。篩分結果如圖4所示。

研究了9種粒徑顆粒的級配對 SiC 粉體自由堆積密度的影響，并與理論模型進行比較，得出如表4所示結果。

為了獲得混合均勻的粉料，采用了以下加料順序：粗顆?！蓄w粒→細粉。

選擇上述加料順序是因為如果粗、細粉料同時加入，容易出現細粉集中，粉料不可能混合得均勻密實。

經過檢測隨機分布的SiC顆粒和級配顆粒的松裝密度和振實密度如表5所示。

圖4 目標級配與隨機顆粒分布曲線

140目160目180目200目250目300目350目400目500目目標需要量(g)1420.429.328.224.916.410.8110.66.3實際補充量(g)11.40.9-26.6--4.1109.54.2

注“-”表示此粒徑下的顆粒足夠，不需要補充。

表5 級配顆粒密度

由表5可知，級配顆粒的松裝密度沒有隨機分布顆粒的好是由于隨機的顆?？梢砸暈榈却笄蚨逊e，而級配的小顆粒沒有充分填充縫隙。經過振實以后小顆粒填充了大顆粒之間的縫隙，密度有了較大的提高。

1.4.4 粉料成形

本實驗采用400 kN單柱自動液壓機對造粒后的粉料進行壓制成形。實驗模具為直徑35 mm的金屬模具，壓制方法為單向兩次加壓，壓力為100 MPa，保壓時間為30 s，總共壓了116個素坯。在60 MPa，80 MPa，100 MPa，120 MPa不同壓力，以30 s，45 s，60 s不同保壓時間下壓了24個素坯。其具體的操作步驟為：

1)稱取造粒粉20 g，將粉料倒入模具孔槽中，加料過程中，應盡量避免將粉料倒在模具側壁上，防止在成形過程中出現夾料的情況，影響坯體的壓制及脫模，甚至出現模具有劃痕磨損的情況；

2)輕敲模具側壁，使模具內的粉料鋪平，將上壓頭按入模具內，使粉料相對均勻，且初步排除其內部空氣；

3)開啟壓機，加壓到制定壓力值后保壓，回程，取出墊片，重復前一步驟。

圖5 粉料在模具中的狀態

4)脫模，取出素坯后，將模具擦干凈，重復以上步驟。

壓制過程示意圖如圖5所示。

1.4.5 坯體燒結

本實驗采用高溫無壓燒結方式，將陶瓷素坯置于石墨坩堝中，再將石墨坩堝放入真空熱壓爐中，升溫燒結。燒結溫度分別為：1 800 ℃、1 900 ℃、1 950 ℃、2 000 ℃、2 050 ℃、2 100 ℃。

整個燒結過程可分為三個階段：第一階段，從室溫緩慢升溫至600 ℃，600 ℃保溫30 min；第二階段，快速升溫至1 600 ℃，1 400 ℃左右通入氬氣，氣氛壓力保持在0.06 MPa左右；第三階段，快速升溫至指定溫度，保溫45 min后關爐自然冷卻。緩慢升溫是為了讓陶瓷坯體中的水分和有機高分子添加劑揮發分解，600 ℃揮發分解徹底，1 400 ℃通入氬氣是為了抑制SiC在高溫下分解，燒結曲線如圖6所示。

圖6 SiC陶瓷燒結升溫曲線

2 實驗結果與分析討論

本實驗是在前人的總結基礎上完成的，燒結工藝制度、添加劑配方等技術參數都是使用前人的最佳技術方案。實驗對β-SiC添加量為0wt%、5wt%、7wt%、10wt%、15wt%、20wt%、100wt%的SiC陶瓷燒結體進行性能比較分析，并在一定條件下進行重復試驗。最終得出：β-SiC添加量為10wt%時，陶瓷燒結體的體積密度最高，為3.128 g/cm3?，F從體積密度、維氏硬度、XRD、SEM等方面對7組試樣進行分析，分析結果如下：

2.1 體積密度的測試與分析

實驗將不同β-SiC含量的造粒粉每組壓制10個素坯，分批次燒結。燒結后，先用游標卡尺對其進行測量，測出一個初步的密度數據。由于燒結體表面刻有編號或者有磨損，所測得的密度不精確，偏小。故采用阿基米德排水法來測量，得到燒結體精確的體積密度，其操作步驟如下：

用液體浸泡試樣，然后再用沸水煮3 h，盡量使試樣達到飽和。用液體靜力天平和電子天平稱干試樣質量m1、飽和試樣表觀質量m2、飽和試樣空氣中質量m3和浸漬液體的密度Dl。體積密度按下式計算：

Db=[m1×Dl÷(m3-m1]×100%

式中： m1——干試樣質量，g；

m2——飽和試樣表觀質量，g；

m3——飽和試樣空氣中質量，g；

Dl——實驗溫度下，浸漬液體密度，g/cm3(本實驗選用液體為蒸餾水，密度為1.0 g/cm3)。

各組配方燒結后所得體積密度及顯氣孔率如表6所示，體積密度分布曲線如圖7所示。

表6 溫度2 000 ℃時β含量10%的燒結體的體積密度

從表6可以看出，β-SiC添加量為10wt%的陶瓷燒結體比β-SiC添加量為5wt%的陶瓷燒結體的密度高，即說明添加β-SiC的α-SiC陶瓷要比純α-SiC陶瓷好。這是因為α-SiC具有多種結晶形態，以4H、6H、15R為主，呈六方或菱方結構，具有較少的有利于致密化的滑移系統。而β-SiC為立方結構，在外力作用下晶粒易于滑移重排，比α-SiC易燒結，即β-SiC的燒結活性更好。此外，我們認為一定量β-SiC的加入，可以促進α-SiC陶瓷的致密化。但是隨著β-SiC添加量的增加，陶瓷燒結體的密度呈下降趨勢，如圖7所示。這是由于高溫時β-SiC向α-SiC轉變，晶型的轉變迫使基體收縮，使燒結體密度大大提高，但隨著β-SiC含量的增加，打亂了原有的粒度級配，顆粒之間的孔隙變大，導致燒結驅動力降低，致密度下降。所以，我們可以初步確定運用無壓燒結在燒結溫度為2 010 ℃，燒結時間為45 min的條件下，β-SiC添加量為10wt%時α-SiC陶瓷燒結體密度最大，可達3.128 g/cm3。

圖7 不同含量β-SiC的體積密度曲線

2.2 維氏硬度的測試與分析

將試樣表面拋光成鏡面(1 μm)以后，使用小負荷維氏硬度計測量維氏硬度，每個樣品選取3個測試點，然后求平均值。金剛石四棱錐壓頭相對兩面夾角為136°，負荷壓力為9.8 N，保壓5 s，在顯微鏡下測量壓痕兩對角線的長度，分別為dl和d2，求出平均值d，維氏硬度值按如下公式計算。

式中： Hv——維氏硬度，GPa；

P——負載，實驗選用9.8 N；

F——壓痕凹面面積，mm2；

d——壓痕對角線長度平均值，mm。

表7 燒結溫度為2 000 ℃的維氏硬度測量值

2010005-1001000524.1

本實選取β-SiC添加量為0%至100wt%的燒結體進行維氏硬度的測試，測試結果如表7所示，硬度分布圖如圖8所示。

圖8 維氏硬度分布曲線

由表7分析可得，檢測力值為1 000 gf(即9.8 N)，保載時間為5 s，陶瓷燒結體的維氏硬度在24 GPa以上，最高可達27.5 GPa。

從圖8分析可得，不同含量β-SiC燒結體的維氏硬度分布曲線和不同含量β-SiC燒結體的體積密度分布曲線相似，但是先增大后減小，在β-SiC含量為10wt%時，燒結體的維氏硬度達到最大值，為27.5 GPa?？梢姡?SiC含量為10wt%陶瓷燒結體的體積密度和維氏硬度均達到最佳。

2.3 X衍射測試與分析

圖9 不同含量β-SiC的XRD圖譜

X射線衍射(XRD)測試技術通常是用來對材料的組成進行物相分析的。本實驗XRD測試時所使用的衍射儀為日本島津XRD-7000型全自動X射線衍射儀，X射線源為CuKα，其中α1的波長為1.540 56 nm，α2的波長為1.544 39 nm，α2和α1的強度比例為0.5，測試時的2θ變化范圍為10°～80°，掃描速度為0.1°/s。以X射線旋轉的角度2θ為橫坐標，以接收端X射線的強度為縱坐標，利用Origin繪圖軟件就可以做出β-SiC的XRD圖譜。

利用Origin繪圖軟件做出不同β-SiC含量的XRD圖譜，如圖9所示。

圖10 XRD圖譜分析

觀察分析可得出7個不同β-SiC添加量的陶瓷燒結體的峰基本完全一致，故選取β-SiC含量為10wt%的XRD圖譜參照SiC的標準圖譜通過軟件進行分析如圖10所示。

運用SearchMatch分析發現燒結體中基本全為6H-SiC，還存在少量的其他多型體的SiC，但其主晶相是α-SiC，近似純α-SiC燒結體。這說明在燒結過程中β-SiC轉變為α-SiC，迫使基體收縮，促進燒結體的致密化。 因此，摻入一定量的β-SiC有助于碳化硅的燒結。

2.4 掃描電鏡測試與分析

由圖11可知，在保溫時間為40 min β-SiC含量為10%的條件下研究燒結溫度對陶瓷致密度的影響。陶瓷材料的燒結密度隨燒結溫度的變化趨勢為先升高后下降。

燒結溫度(1 800 ℃)較低時反應動力不足，材料尚未完全燒結致密，從圖11(a)可以看出氣孔小而多因而相對密度低，隨著燒結溫度的提高到2 000 ℃，體積密度也提高并達到最大3.128 g/cm3。

圖11 不同燒結溫度β含量為10%的碳化硅陶瓷SEM圖

當溫度再升高到2 050 ℃時從圖11(d)可以看出氣孔開始變大，晶粒也有所長大(達到5～10 μm)，氣孔長大對材料的致密度產生不利的影響，因而密度有所下降。

當溫度繼續升高到2 100 ℃也類似于2 050 ℃時的情況晶粒進一步長大氣孔也繼續長大，因此材料的密度最低陶瓷燒結體已經燒結致密化，SiC均勻連續分布，表面開始出現大量氣孔。

由于加入的β-SiC量相同。本實驗引用了劉銀波師兄的SEM圖(見圖12(a))，是在最佳燒結溫度下燒結體的斷面圖，圖12(a)為β-SiC添加量在5%時沒有做顆粒級配的圖，圖12(b)是筆者經過做顆粒級配后的燒結體斷面圖。

由圖12可以看出，右邊的氣孔要比沒有做顆粒級配的氣孔小得多，而且燒結體比較致密。由此可知，級配對陶瓷燒結體的性能影響很大。

(a)2 010 ℃ 5% (b)2 010 ℃ 5%

(c)2 010 ℃ 10% (d)2 010 ℃ 5%

從圖13(c)，圖13(d)可以看出，在同一燒結溫度下，β-SiC含量在10%時陶瓷材料的晶粒形狀均勻，氣孔少而且小，說明燒結已經完全，所以材料的致密度非常高。而β-SiC含量為5%的陶瓷材料氣孔明顯比含量10%的多，致密度也沒有左邊的好。這是因為β-SiC的添加量不足，沒有形成致密結構。因此從材料的致密度和力學性能考慮10%的β-SiC為無壓燒結最佳添加量。

3 結論

添加了β-SiC的α-SiC陶瓷燒結體性能比未添加β-SiC的α-SiC陶瓷燒結體性能好，即β-SiC能促進α-SiC陶瓷燒結致密化。隨著β-SiC的添加量的增加，α-SiC陶瓷燒結體的體積密度先增大后減小，即添加的β-SiC含量增大時，β-SiC打亂了原有的粒度級配，顆粒之間的孔隙變大，導致燒結驅動力降低，致密度下降。確定在粒度為W1的α-SiC陶瓷中添加粒度為W1的β-SiC 10wt%時，陶瓷燒結體的體積密度最大，可達3.128 g/cm3，且此時陶瓷燒結體的維氏硬度為27.5 GPa。在前人研究的基礎上，確定無壓燒結最佳的陶瓷配方和技術參數。最佳配方為：90wt% W1α-SiC+10wt% W1β-SiC+8%水溶性酚醛樹脂+1wt% W1B4C+1%聚乙二醇+0.1%油酸+0.05% TMAH。最后得出的最佳工藝參數為：成形壓力為100 MPa，保溫時間為30 s，燒結溫度為2 010 ℃，燒結時間為40 min。

經過多次重復比較實驗，本實驗最終得出：β-SiC添加量為10wt% 時，SiC陶瓷燒結體密度最高，為3.128 g/cm3。雖然實驗已經基本完成，但在實驗過程中仍存在諸多不足，現在就實驗存在之不足，提出自己的見解。

1)由于時間原因，本實驗沒有來得及研究60 MPa、80 MPa、100 MPa、120 MPa不同壓力和30 s、45 s、60 s不同保壓時間下對碳化硅陶瓷性能的影響，只是做了壓制素坯，幷按照最佳燒結溫度進行燒結，沒有時間測量。希望在以后的研究者會進一步去論證幷確定壓力和保壓時間是如何影響α-SiC 陶瓷燒結體的性能。

2)雖然采用前人的成形技術參數：干壓成形壓力100 MPa，保壓時間30 s，可以燒結出體積密度較高的陶瓷燒結體。但是由于干壓成形的陶瓷坯體內部的壓力梯度分布不均勻，若燒結升溫速率過快，燒結體易出現開裂現象。所以建議在今后的實驗中采用等靜壓成形的方法來制備陶瓷素坯，因為等靜壓成形的坯體在各方向上受力相等，收縮均勻，燒結后的燒結體不會出現開裂現象。