添加Al粉對反應燒結碳化硅性能和結構的影響

艾俊迪 余 超 董 博 丁 軍 祝洪喜 鄧承繼 張春曉

1）武漢科技大學 省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室 湖北武漢430081

2）軍事科學院國防工程研究院工程防護研究所 河南洛陽471023

碳化硅材料被廣泛應用于蜂窩陶瓷、半導體、熱交換器、壓敏電阻和大規模集成電路底板等領域［1-4］，制備方法主要有無壓燒結、熱壓燒結、化學氣相沉積和反應燒結等［5-7］。其中，反應燒結碳化硅具有合成溫度低、反應時間短、近終尺寸成型等優點［5，8-9］。但是，反應燒結碳化硅材料中會殘余一定量的游離硅，影響材料的高溫使用性能。

現有技術主要采用優化合成工藝［10-11］或添加燒結助劑［12-14］來解決該問題。Mizrahi等［12］在反應燒結碳化硅中加入B4C和Fe，高溫下B4C和Fe形成液相促進材料燒結，同時與游離硅反應生成B12（C，Si，B）3和FeSi2降低殘留硅含量。Jung等［13］在反應燒結碳化硅中引入TiC，使部分游離硅轉化為熔點更高的TiSi2。葉飛等［14］研究Fe2O3對反應燒結Si3N4／SiC的影響時發現，Fe2O3與游離硅反應生成化學穩定性更高的Fe3Si，顯著提高材料的密度和強度。

金屬Al是耐火材料中常見添加劑之一。本工作中，在制備反應燒結碳化硅材料的配料中引入Al粉，通過XRD、SEM、TEM和HR-TEM等手段研究引入Al粉對反應燒結碳化硅材料性能、物相組成和顯微結構的影響。

1 試驗

1．1 試驗原料

試驗原料有：粒度3～1 mm 的碳化硅顆粒，w（SiC）≥98%；粒度1～0．088 mm的碳化硅顆粒，w（SiC）≥98%；粒度≤0．088 mm 的 碳化硅粉，w（SiC）≥99%；工業炭黑，d50＝0．015 mm，w（C）≥99%；粒度0．074～0．15 mm 的Al粉，w（Al）≥99．9%；固含量40%（w）的熱固性酚醛樹脂；粒度≤4 mm的單質硅顆粒；純度99．7%（w）的無水乙醇。

1．2 試樣制備

將無水乙醇和酚醛樹脂按1∶1的質量比配制成結合劑。按表1所示的配比配料，依次將骨料、結合劑、細粉加入攪拌機中進行攪拌。攪拌均勻后，以20 MPa壓力制成φ20 mm×20 mm的素坯，經180℃保溫24 h固化，再在氮氣保護氣氛中以2℃·min-1升溫速率升溫至800℃保溫2 h炭化。

表1 試樣配比

將素坯置于φ180 mm×100 mm的石墨坩堝中，用3倍于素坯質量的單質硅顆粒將素坯整體掩埋，置于真空燒結爐中，在殘余壓力小于1 kPa的真空度下，先以5℃·min-1升溫速率升溫至1 500℃保溫2 h，再以5℃·min-1升溫速率分別升溫至1 550、1 600、1 650和1 700℃保溫2 h，最后隨爐冷卻至室溫。

1．3 性能檢測與表征

按GB／T 5988—2007檢測試樣的燒后線變化率；采用X’Pert MPD PRO型X射線衍射儀分析試樣的物相，并采用HighScore Plus軟件進行半定量分析；采用Phoenixv／tome／xs型CT對試樣進行斷層掃描；采用Nova 400 Nano型掃描電子顯微鏡和JEM-2100UHR型透射電子顯微鏡觀察試樣的顯微結構。

2 結果與討論

2．1 物相組成

不同溫度燒成后試樣RS和RSA的XRD圖譜見圖1。由圖1可知：不同溫度燒成后試樣RS和RSA的主要物相均為α-SiC、β-SiC、單質Si和少量由殘留炭黑轉化來的石墨。由半定量分析結果（見表2）可知，1 650℃燒成后試樣RS中游離Si含量最低，1 600℃燒成后試樣RSA中游離Si含量最低。

圖1 不同溫度燒成后試樣的XRD圖譜

表2 不同溫度燒成試樣的XRD半定量分析結果

2．2 顯微結構

不同溫度燒成后試樣RS斷口的SEM 照片見圖2。可以看出：經1 600℃燒成后試樣中基質（淺色區域）占比較大，碳化硅骨料與基質結合緊密；1 650℃燒成后試樣中基質占比最小，碳化硅骨料與基質結合更加緊密。1 700℃燒成后試樣中，碳化硅骨料與基質的結合程度變差。結合XRD半定量分析認為，是殘余Si含量的變化導致其基質占比的變化。

圖2 不同溫度燒成試樣RS的SEM照片

不同溫度燒成后試樣RSA斷口的SEM照片見圖3，圖中各微區的EDS分析結果見表3。從圖3可知：1 600℃燒成后試樣中基質（淺色區域）占比較小，結構較致密。1 650℃和1 700℃燒成后試樣中基質占比明顯增大，結構變得較疏松。從表3可知：試樣中存在含Si、C、Al的新物相，推測其為Al4SiC4［15］。

將1 650℃燒成后試樣從中部切開，并對切面進行拋光處理，再使用質量比為7∶1的氫氟酸-鹽酸溶液對切面進行酸洗，酸洗后試樣的SEM照片見圖4。可以看出：試樣RSA的孔隙比試樣RS的少而小。分析認為：試樣RSA中引入的Al粉具有較大的可塑性，在壓制成型試樣坯體時Al粉容易變形，有利于提高坯體的成型致密度；在同樣條件下固化、炭化后，其致密度必然比試樣RS的高。燒成過程中，液態Si從試樣表面沿孔隙往里滲入，與C接觸后反應生成β-SiC，多余的Si則殘留在燒成試樣中。由于殘余Si所占空間是試樣原始氣孔的一部分，因此酸洗后試樣RSA中的孔隙比試樣RS中的少而小。

圖3 不同溫度燒成后試樣RSA的SEM照片

表3 圖3中各微區的EDS分析結果

圖4 1 650℃燒成并經酸洗后試樣RS和RSA的SEM照片

為了進一步研究反應生成的第二相，將1 700℃燒成后試樣RSA研磨成粉末，在無水乙醇中超聲分散后，滴加到覆蓋有多孔碳膜的銅網上進行TEM觀察和EDS分析，結果見圖5。

圖5 1 700℃燒成后試樣RSA的TEM照片和HR-TEM照片

圖5（a）顯示，碳化硅晶粒與含鋁的第二相晶粒結合緊密。圖5（b）顯示，含鋁物相晶粒對應的晶面間距為0．338 nm；結合其Al、Si和C的EDS數據，進一步驗證試樣RSA中原位生成了Al4SiC4。

不同溫度燒成后試樣RS和RSA的線變化率見圖6。1 550℃燒成后，試樣RS與RSA均發生膨脹，線膨脹率均接近2%。1 600℃燒成后，試樣RS與RSA的線變化率均減小，分別呈現約0．5%的線膨脹和約0．5%的線收縮。1 650℃燒成后，試樣RS的線變化率繼續減小，呈現約2%的線收縮；而試樣RSA的線變化率直至1 700℃仍基本上保持不變。1 700℃燒成后，試樣RS的線變化率大幅增大，呈現約4．4%的線膨脹。總體來說，試樣RSA的線變化率比試樣RS的小，隨燒成溫度的變化也比試樣RS的小。隨著燒成溫度的升高，試樣的燒結程度逐漸增加，線變化率減小；當燒成溫度過高時，由于晶粒過度生長，試樣的線變化增大。但Al的引入抑制了碳化硅晶粒的過度生長，試樣RSA的線變化率并未隨著燒成溫度的提高而發生明顯變化。

圖6 不同溫度燒成試樣RS和RSA的線變化率

材料的氣孔缺陷是一種典型的常見缺陷，CT技術是一種有效的無損檢測手段，為材料內部氣孔的檢測和顯示提供了有效途徑［15］。采用CT對1 650℃燒成后試樣RSA的三個互相垂直的斷層進行掃描，結果見圖7，標尺的灰度代表材料中孔隙（孔體積）大小，灰度越大表示孔隙（孔體積）越大。從圖7（a）中看出，孔隙分布較為均勻；從圖7（b）和（c）中看出，中心部位的孔隙較多且較大。單質Al具有較大可塑性，可增大試樣坯體的成型致密度，減小氣孔孔徑，從而增大單質Si向試樣內部滲入的阻力，導致試樣中心部位的孔隙較多且較大。

圖7 1 650℃燒成試樣RSA的CT掃描照片

3 結論

（1）未添加和添加4%（w）Al粉的試樣經1 550～1 700℃燒成后，它們的主要物相均為α-SiC、β-SiC和游離Si。

（2）添加4%（w）Al粉試樣的燒后線變化率更小，經1 600℃燒后殘余Si量最低，SiC含量最高，綜合性能最優。

（3）添加4%（w）Al粉試樣的成型致密度更高，在反應燒結過程中液態Si滲入量更少，最終殘余量也更少，試樣的高溫強度更高；經1 700℃燒成后生成了Al4SiC4，增強了物料顆粒之間的結合。