唐健江 劉波波 楊建鋒

摘要：文章旨在利用高溫重結(jié)晶工藝，通過(guò)納米碳化硅（SiC）的蒸發(fā)一凝聚實(shí)現(xiàn)重結(jié)晶粘結(jié)工藝制備多孔SiC陶瓷，研究納米SiC添加量對(duì)多孔SiC陶瓷組織結(jié)構(gòu)和性能的影響。結(jié)果表明：納米SiC含量的增加提高了蒸發(fā)一凝聚過(guò)程，促進(jìn)了頸部的發(fā)育和細(xì)小的微米SiC顆粒的物質(zhì)傳輸，使微米顆粒尖角處的物質(zhì)傳輸能夠微米顆粒圓整化和頸部結(jié)合提高。此外，隨著納米SiC重結(jié)晶的提高，多孔SiC陶瓷呈現(xiàn)氣孔率高和從底部到頂部的孔徑尺寸呈連續(xù)梯度分布的特點(diǎn)，使得多孔SiC陶瓷的抗彎強(qiáng)度由32.7MPa增加至35.8MPa。

關(guān)鍵詞：重結(jié)晶碳化硅;多孔陶瓷;納米SiC添加;力學(xué)性能

中圖分類號(hào)：TB321;TQ174.1

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

文章編號(hào)：1001-5922（2019）08-0008-04

重結(jié)晶碳化硅（ recrystallization silicon car-bide.RSiC）由于純度極高、不含晶界雜質(zhì)相而具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、抗氧化性、高熱導(dǎo)率以及較小的熱膨脹系數(shù)，被廣泛用于航空航天、冶金、化工、能源、環(huán)保等領(lǐng)域[1-4]。RSiC陶瓷具有較高的氣孔率，是制備柴油車顆粒物過(guò)濾器的理想材料，但其材料內(nèi)的孔徑控制和力學(xué)性能提高還需進(jìn)一步的研究[5，6]。

目前，在制備多孔碳化硅陶瓷得到廣泛應(yīng)用的造孔劑、發(fā)泡劑主要有鋸末、碳粉、石墨、淀粉、糊精、酵母粉、硅粉、樹(shù)脂顆粒、聚氨酯粉末等，主要為各類有機(jī)物。有機(jī)造孔劑具有密度小、造孔效率高、使用溫度低、易消除的優(yōu)點(diǎn)，但不適合一些特殊的高溫環(huán)境。相關(guān)研究表明，碳化硅高溫下分解為Si、N2兩種氣體，是很好的造孔劑，而且分解產(chǎn)物沒(méi)有殘留，是一種很理想的高溫造孔劑[7，8]。此外，重結(jié)晶過(guò)程中納米SiC可在較低燒結(jié)溫度下具有較高的蒸氣壓，促進(jìn)蒸發(fā)一凝聚過(guò)程，可有效促進(jìn)燒結(jié)頸的發(fā)育，從而提高多孔SiC材料的強(qiáng)度[9-11]。

因此，本文利用高溫重結(jié)晶工藝，通過(guò)納米碳化硅（SiC）的蒸發(fā)一凝聚實(shí)現(xiàn)重結(jié)晶粘結(jié)工藝制備多孔SiC陶瓷，研究納米SiC添加量對(duì)多孔SiC陶瓷組織結(jié)構(gòu)和性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

將納米碳化硅（dso=50nm）粉末與碳化硅（d50=120μm）粉末按質(zhì)量百分比：10：90;20：80;30：70分別配制，樣品依次編號(hào)為：lO%、15%、20%。粉料經(jīng)初步混合后，外加聚乙烯醇（PVA），99%的醇解顆粒，作為粘結(jié)劑和成型潤(rùn)滑劑，烘箱90℃烘干。采用干壓成型壓力為lMPa，烘箱90℃烘干，制備樣品毛坯。將樣品裝入石墨坩堝中，埋于粗的碳化硅砂（ 1.18-2.Omm）中，但只裸露樣品的上表面（如圖1所示），裝入電磁感應(yīng)真空爐中。在室溫-900qC時(shí)以20℃/min速度升溫，900-1300℃溫度以30℃/min升溫，溫度升高至1300℃ -1900℃時(shí)以15。C/min升溫，然后再在1900℃保溫60min，最后以平均30℃/min冷卻，爐內(nèi)使用氬氣保護(hù)，爐壓為0.5x105Pa。

2 結(jié)果與分析

圖2為納米碳化硅重結(jié)晶后的多孔碳化硅陶瓷在1900℃下燒結(jié)60min的斷口形貌圖。由圖可知，重結(jié)晶結(jié)束后納米SiC消失，使得微米SiC顆粒尖角處的物質(zhì)傳輸?shù)筋w粒表面和頸部，在顆粒間形成了燒結(jié)頸，獲得多孔SiC陶瓷。而此時(shí)重結(jié)晶后的微米SiC顆粒由帶尖角的多角形向圓整形轉(zhuǎn)變，大顆粒表面變得十分光滑，形狀接近球形或橢球形。隨著納米SiC添加量的增加，大顆粒之間空隙逐漸降低，顆粒之間燒結(jié)頸面積增加。當(dāng)納米碳化硅含量為10%時(shí)，試樣的斷裂是在大顆粒咬合的頸部區(qū)域發(fā)生;當(dāng)納米碳化硅的含量為15%時(shí)，試樣的斷裂除了在大顆粒咬合的頸部區(qū)域發(fā)生外，還有一部分?jǐn)嗫诔霈F(xiàn)在大顆粒內(nèi)部;當(dāng)納米碳化硅含量增加至20%時(shí)，試樣的斷裂主要以大顆粒晶體內(nèi)部穿晶斷裂，這在一定程度上可以提高其樣品的抗彎強(qiáng)度。

通過(guò)進(jìn)一步分析可知，在較高溫度下（≥1900℃），納米SiC會(huì)產(chǎn)生蒸發(fā)一凝聚現(xiàn)象，使微米SiC顆粒表面處于活性較高的狀態(tài)，這容易發(fā)生氣相傳質(zhì)或表面擴(kuò)散。當(dāng)納米顆粒完成氣相傳質(zhì)后，微米顆粒尖角處也會(huì)繼續(xù)通過(guò)蒸發(fā)一凝聚過(guò)程傳輸?shù)筋w粒表面和頸部，當(dāng)大顆粒表面和頸部飽和蒸氣壓過(guò)大時(shí)，會(huì)出現(xiàn)納米SiC的重結(jié)晶，在表面生成小的SiC顆粒。另一方面，納米SiC的傳質(zhì)過(guò)程不能使頸部獲得完全發(fā)育，體系中頸部與顆粒尖角處的蒸氣壓差仍然比較大，此時(shí)活性較高的微米SiC表面可較快的實(shí)現(xiàn)從尖角到頸部的物質(zhì)傳輸，進(jìn)而使得微米晶粒整體比較圓整。因此，可將納米SiC促進(jìn)的重結(jié)晶SiC的燒結(jié)過(guò)程分為：納米顆粒蒸發(fā)一凝聚而形成燒結(jié)頸，微米顆粒尖角處的物質(zhì)傳輸能夠微米顆粒圓整化和提高頸部結(jié)合，促進(jìn)細(xì)小的微米SiC顆粒的物質(zhì)傳輸。

表1為不同含量納米SiC重結(jié)晶后的多孔 SiC陶瓷平均孔徑的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。由統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知，從多孔SiC陶瓷頂部到底部，平均孔徑尺寸是逐步減小的;隨著納米SiC含量的增加，頂部和、中部和底部的平均孔徑尺寸逐漸減少。從孔徑尺寸可知，所有試樣內(nèi)部的孔徑尺寸均在14μm以上，這表明納米SiC含量的增加，一定程度上有利于降低微米SiC內(nèi)部的氣孔尺寸。

圖3為納米SiC重結(jié)晶后的多孔SiC陶瓷樣品的孔隙率與抗彎強(qiáng)度結(jié)果。由統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知，多孔SiC陶瓷的孔隙率隨著納米SiC含量的增加略微下降，基本保持在48%以上：試樣的抗彎強(qiáng)度則隨著納米SiC含量的增加而增加（由32.7MPa增加至35.8MPa）。

綜上所述可知，試樣的彎曲強(qiáng)度增大，表明隨著納米SiC含量增加，試樣中產(chǎn)生的氣相物質(zhì)在離開(kāi)前已在蒸汽壓低的頸部位置沉積，進(jìn)一步表面提高氣相至燒結(jié)頸的傳輸速率和傳輸總量，從而增加燒結(jié)頸的面積，提高材料的力學(xué)性能。另一方面，隨著納米SiC含量的增加，材料強(qiáng)度對(duì)氣孔率的敏感程度不斷增加。按照Griffith斷裂理論，氣孔相當(dāng)于材料中的裂紋，較大的裂紋會(huì)導(dǎo)致更低的彎曲強(qiáng)度，所以隨著孔徑的增大強(qiáng)度下降更快。

3 結(jié)語(yǔ)

通過(guò)納米SiC的蒸發(fā)一凝聚實(shí)現(xiàn)重結(jié)晶粘結(jié)工藝制備了多孔SiC陶瓷材料，得到的主要結(jié)論如下。

1）納米SiC含量的增加提高了蒸發(fā)一凝聚過(guò)程，促進(jìn)了頸部的發(fā)育，使微米顆粒尖角處的物質(zhì)傳輸能夠微米顆粒圓整化和頸部結(jié)合提高，并促進(jìn)細(xì)小的微米SiC顆粒的物質(zhì)傳輸;

2）隨著納米SiC重結(jié)晶的提高，多孔SiC陶瓷呈現(xiàn)氣孔率高和從底部到頂部的孔徑尺寸呈連續(xù)梯度分布的特點(diǎn)，使得多孔SiC陶瓷的抗彎強(qiáng)度從32.7MPa增加至35.8MPa。

參考文獻(xiàn)

[1] You Q， Liu Y， Wan J，et al.Microstructure and prop-erties of porous SiC ceramics by LPCVI technique regu-lation[J].Ceramics International， 2017， 43 （15）：11855-11863.

[2] Baitalik S，Kayal N， Chakrabarti O.Processing andproperties of porous SiC ceramics prepared by yttriumaluminum garnet infiltration[J]. International Joumal ofApplied Ceramic Technology， 2017， 14 （4）： 652-664.

[3] Simonenko E P，Derbenev A V， Simonenko N P，eta1. Production of porous ceramic materials using nanodis-perse SiC powder[J].Russian Joumal of Inorganic Chem-istry，2017， 62（7）：863-869.

[4]趙杉，張建飛，劉虎林，等.碳熱還原結(jié)合重結(jié)晶制備多孔SiC陶瓷及其力學(xué)性能[J].中國(guó)科技論文，2018 ，13（10）： 1194-1198.

[5] Bautista M A， Cancapa J Q，F(xiàn)emandez J M，et al.Mi-crostructural and mechanical evaluation of porous bio-morphic silicon carbide for high temperature filtering ap-plications[J].Journal of the European Ceramic Society，2011， 31（7）：1325-1332.

[6] Young D M， Warren C J， Gadkaree K P， et al. Sili-con carbide for diesel particulate filter applications： ma-terial developruent and thermal design[J].SAE Transac-tions ， 2002 ， 30 （ 21） ： 148-155.

[7] Gundiah G， Madhav G V， Covindaraj A， et al.Synthe-sis and characterization of silicon carbide， silicon oxyni-tride and silicon nitride nanowires[J].Journal of Materi-als Chemistry ， 2002 ， 12 （ 5 ）： 1606-1611.

[8] Sun Z G， Qiao X J， Ren Q G， et al. Synthesis of SiC/Si02 nanochains by carbonthermal reduction processand its optimization[J].Advanced Powder Technology，2016，27（4）：1552-1559.

[9]孫洪鳴，趙亞濱，李婭潔，等，重結(jié)晶碳化硅燒成碳化硅的分解現(xiàn)象、熱力學(xué)條件及蒸了凝聚的影響[J]中國(guó)陶瓷工業(yè) ， 2012， 19（ 1）：11-14.

[10] Li Y， Wu H， Liu X， et al.Microstructures and Prop-erties of Porous Liquid-Phase-Sintered SiC Ceramic byHot Press Sintering[J]. Materials ， 2019 ， 12 （4 ） ： 639.

[11] Liu J， Xiao H， Guo W， et aI.Spheroidization of SiCpowders and their improveruent on the properties of SiCporous ceramics[J].Ceramics International ， 2018 ， 44 （4）：3830-3836.