PDF《硅酸盐学报》

3 期刘剑等:烧结温度对放电等离子烧结氮化硅陶瓷显微结构和力学性能的影响 ・

405 ・ 长.同时由于充足的液相可以填充气孔,促进了试 样的致密化. 此外,试样的相对密度随烧结温度的升高而增 大. 当烧结温度为

1 550 ℃时, 试样已基本达到致密 化.说明在低温下可以实现氮化硅陶瓷的烧结.这 可能是由于 SPS 烧结过程中施加的脉冲电场,引起 粉体之间的放电,清除粉体颗粒表面的杂质起到活 化作用,促进烧结[6] .同时,随着烧结温度的提高, 以及粉体颗粒间的等离子体放电,体系内部液相含 量增加,黏度降低,促进粉体颗粒的滑移重排,提 高了材料致密化速率. 图2烧结温度与烧结助剂含量对样品相对密度的影响 Fig.

2 Effects of sintering temperature and additives content on relative density of samples 2.2 物相分析 图3为添加烧结助剂 8%试样在不同烧结温度 下的 X 射线衍射(XRD)谱.从图

3 可以看出,试样 晶相为α-Si3N4(典型特征峰 22.59°、31.00°、34.57°、 35.34°、 38.91°)和β-Si3N4(典型特征峰 13.41°、 23.33°、 27.01°、33.60°、35.99°).未发现烧结助剂 Al2O

3、 Y2O3 形成的晶相,说明烧结助剂在烧结过程中形成 的物质, 以玻璃相的形式存在. 在1450 ℃时, XRD 谱中主晶相为α-Si3N4,随着温度升高,α-Si3N4 相衍 射峰强度降低,β-Si3N4 相衍射峰强度增强.温度达 到1550 ℃时, XRD 谱中已几乎没有α-Si3N4 特征峰, 说明在

1 550 ℃烧结温度下,即可制备出高β-Si3N4 相氮化硅陶瓷.继续升高温度,XRD 谱峰形保持不 变,衍射峰强度略有增加.对4个温度的 XRD 谱 进行 Rietveld 全谱拟合,定量计算各组分物相含量 [7] . 结果表明:

1 450 ℃时, α-Si3N4 相含量约为 86%, 随着烧结温度升高,α-Si3N4 相逐渐转变为β-Si3N4 相,1

550 ℃时,β-Si3N4 含量可达到 98%,继续升 高温度,β-Si3N4 含量不再增加. 图3不同烧结温度下样品的 XRD 谱Fig.

3 XRD patterns of sample at different temperatures 2.3 断面显微结构 图4是烧结助剂含量为 8%的试样分别在

1 450

1

500、1

550 和1600 ℃条件下烧结所得样品的断口 形貌照片.图4a 中氮化硅的主晶相为等轴状的 α-Si3N4 晶粒,同时含有少量长柱状β-Si3N4 晶粒,晶 粒排列疏松且存在明显的孔洞.1

400 ℃烧结条件 下, Y2O3 和Al2O3 与Si3N4 表面的 SiO2 生成低共熔 液相[8,9] ,但由于液相含量少、黏度高,不利于颗粒 的重排,只有部分α-Si3N4 转变为β-Si3N4.随着温度 的升高,体系内液相含量增加,黏度降低,相应的 物质迁移速率增大,促进了β-Si3N4 的形核和生长. 烧结温度达到

1 500 ℃(图4b)时,材料中长柱状的 β-Si3N4 的含量缓慢增加,随着烧结温度进一步提高 到1550 ℃,α-Si3N4 相已经完全转变为长柱状的 β-Si3N4,晶粒发育良好,材料的致密度显著提高, 如图 4c 所示. 烧结温度进一步升高到

1 600 ℃时(图4d),晶间液相量增大,黏度下降,部分液相挥发导 致晶界相含量降低.β-Si3N4 晶粒生长加快,晶粒粗 化并出现异常长大, 同时晶粒交错、 桥联现象增多, 产生更多的显微孔洞. 2.4 烧结温度对样品抗弯和断裂韧性的影响 添加烧结助剂 8%试样在不同烧结温度下的抗 弯强度和断裂韧性如图

5 所示.氮化硅陶瓷的力学 性能主要与其显微结构和相对密度有关.从图

5 可 以看出, 烧结温度低于

1 550 ℃时, 随着烧结温度的 升高,试样的抗弯强度和断裂韧性逐渐增高.在1550 ℃获得了综合力学性能较好的氮化硅陶瓷样 品, 其抗弯强度和断裂韧性分别达到 973.74 MPa 和8.23 MPa?m1/2 .继续升高温度,试样的断裂韧性略 ・