反应烧结Cr/Si/C复相陶瓷的微观结构表征与力学性

摘　要：采用掺杂Cr2C3的方法探究增韧补强反应烧结SiC陶瓷的途径。通过凝胶注模成型及反应烧结工艺制备Cr/Si/C复相陶瓷由SiC,Si和CrSi2组成，CrSi2由Cr2C3与熔融Si反应生成；材料中SiC颗粒分布均匀，CrSi2存在明显偏析；Gr/Si/C复相陶瓷抗弯强度接近反应烧结SiC/Si陶瓷，平面应变断裂韧性KIC达到3.81MPa?m1/2;CrSi2分布不均和弱化界面结合是抗弯强度以及弹性模量降低的原因。

关键词：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,CuKα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2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2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.