反应烧结CrSiC复相陶瓷的微观结构表征与力学性能 陶瓷的微观结构

反应烧结CrSiC复相陶瓷的微观结构表征与力学性能

摘 要：
Cr/Si/C复相陶瓷；
反应烧结；
显微组织结构 1实验方法 以纯度为99%的绿碳化硅粉末为原料，添加相应的分散 剂、有机单体和交联剂，并加入碳化硅粉末总重量的8%的 Cr2C3作为增强剂，通过凝胶注模成型工艺制备Ф200mm× 15mmSiC素坯。凝胶注模成型工艺详见文.素坯干燥后，置于 真空烧结炉中950℃脱脂碳化。将纯Si块覆盖碳化后的坯体， 在1600℃真空条件下反应烧结，保温2h,随炉冷却，得到致 密的Si/C/Cr复相陶瓷。

将块体样品加工成4mm×3mm×40mm标准抗弯力学试样， 采用三点弯曲测量材料的抗弯强度和弹性模量。采用三点弯 曲单边切口梁测量材料的断裂韧性。测试使用仪器为 CRIMSDDL10型万能力学试验机，测试方法遵循精细陶瓷弯曲 强度试验方法GBT6569-2006以及精细陶瓷断裂韧性试验方法GBT23806-2009.材料弹性模量的测量通过抗弯梁的最大 挠度和载荷进行计算获得。所有力学性能值均由6个以上样 品的测量值取算术平均获得。

经过精磨和抛光后的样品在乙醇介质中经过超声洗涤 后，由XRD进行物相分析，所用仪器为日本理学UltimaIV,CuK α射线。用浓度为5%的NaOH溶液在室温下腐蚀复相陶瓷抛光 面，腐蚀时间为72h,将腐蚀后和未经腐蚀的样品抛光面置于 LeicaDM4000B光学显微镜中进行对比观察，初步分析所得 Cr/Si/C复相陶瓷的物相分布。

2结果与讨论 2.1XRD物相分析 烧结过程中反应体系的元素确定，因而采用XRD可以 进行全面的物相鉴定，见图1.反应烧结最终生成物有主相 SiC,CrSi2和残余Si.CrSi2的生成是由Cr2C3在高温条件下 溶解于熔融Si中，并分解出游离态Cr原子，剩余的C原子以 及脱脂碳化后坯体内的游离C元素与熔融Si反应，析出新的 SiC,根据实验XRD衍射花样标定结果，新生成的SiC与SiC原 料晶体结构可能一致，也可能因为SiC新生相物质的量太少， 其衍射峰淹没于X射线的信号背景中。因此反应(2)生成的物 相结构需进一步验证。降温过程中，因液态游离Si过量，Cr 和一定量的Si二元体系产生共晶反应析出次生中间相CrSi2. 物理化学过程见反应方程(1)~(3) 图1Cr/Si/C复相陶瓷XRD衍射花样Cr2C3→2Cr+3C(原子)(1) Si(液态)+C(原子)=SiC(2) Cr+2Si→CrSi2(3) 2.2Cr/Si/C复相陶瓷显微组织结构 图2a和图2c中深色颗粒状物质为SiC,浅色连续分布填 充SiC颗粒间隙的为剩余Si,在连续的Si相中分布有尺寸约 150μm团簇状的物质，该物质为CrSi2.由凝胶注模成型和反 应烧结工艺制备的Cr/Si/C复相陶瓷内部，不同粒径SiC颗粒 分布均匀，小粒径颗粒分布于大颗粒间隙，说明球磨混料和 凝胶注模成型工艺能够实现材料的宏观均匀化，避免颗粒偏 聚从而可能引起的力学性能下降。反应烧结后陶瓷几乎达到 100%致密，在显微镜下无可观测气孔，反应产物和剩余Si充 分填充SiC多孔坯体的空隙。SiC与反应产物CrSi2和剩余Si 之间的界面清洁平直，无被侵蚀后再结晶或与剩余Si互溶析 出导致颗粒圆化的迹象，说明反应烧结过程中，生成CrSi2 的反应(3)Si源来自于游离态熔融Si,故在SiC坯体中添加 CrSi2再进行反应烧结能降低剩余Si这一脆性相的含量。

图2Cr/Si/C复相陶瓷微观组织 a.100×样品抛光面金相；
b.100×样品腐蚀面；
c.500 ×样品抛光面金相；
c.500×样品腐蚀面 经过充分腐蚀后样品显微结构见图2b和图2d.反应烧结 后复相陶瓷中剩余Si被NaOH溶液腐蚀，样品表面残余的物相为深色的SiC以及浅色的CrSi2.CrSi2连接成片，与SiC颗粒 及结晶Si以界面方式连接。共晶析出的CrSi2存在偏析，在 微观上并未达到均匀化，原因可能是Cr2C3添加量过大。由 于CrSi2是共晶析出产物，而且Si过量，因此可以预期通过 热处理将温度升至共晶点以上使CrSi2重熔，在熔融Si中充 分扩散，冷却再结晶后得到细小且均匀分布的CrSi2，提高 复相陶瓷的力学性能。

2.3材料力学性能 材料力学性能测试结果见表1.实验结果显示复相陶瓷 的抗弯强度相比文报道SiC晶须增强反应烧结SiC最大抗弯 强度值305MPa，提高不明显，推测是由于CrSi2分布不均， 导致微观上复合材料局部存在较大的弹性模量差异，受载时 引起应力集中，在界面处形成裂纹源从而造成材料失效。另 一个可能原因是CrSi2弱化各相界面结合，引起材料抗弯强 度降低。弹性模量略低于反应烧结SiC/Si的弹性模量。考虑 到CrSi2弹性模量略高于多晶Si,侧面证实CrSi2引起界面弱 化效应。断裂韧性高于文报道反应烧结高强SiC陶瓷实测值 3.3MPa?m1/2，推测是因为界面结合弱化，促使裂纹扩展时 偏转，增加使材料断裂所消耗能量；
或是大片CrSi2连接起 到阻碍裂纹扩展的效果。引起材料力学性能变化的确切原因 需要通过对材料破坏行为的观测进一步确证。

3结论综上所述：所制备的复相陶瓷在抗弯强度和弹性模量上 略低，主要原因是CrSi2偏聚和弱化界面结合，但断裂韧性 比文献报道的值略高。引起材料力学性能变化的因素尚需进 一步确证。

参考文献 [1] 彭晓英，陈玉峰.轻型碳化硅陶瓷反射镜材料研究 进展[j].中国陶瓷,2009,45(4):9-12.