原料预处理对SiC多孔陶瓷性能的影响

龚泽洲，张贺贺，徐荣琪，徐 慢,季家友

(武汉工程大学材料科学与工程学院，武汉 430205)

市售的工业级SiC粉末通常是锐利的、不规整的、粒径分布宽，会导致在样品烧结的过程中颗粒流动性较差的问题。样品在掺入氧化物或造孔剂后烧结的SiC多孔陶瓷存在低于或高于平均孔径数倍的膜孔、孔径分布较宽等问题[1-3]，使得烧结的SiC陶瓷性能较差，堆积密度较低，而预处理后的SiC粉可以制得较高堆积程度、较高强度的SiC陶瓷[4-6]。重结晶SiC多孔陶瓷不含晶界杂质[7]，并且是通孔的结构。原料的粒径分布和颗粒形貌都对烧结有着重要的影响[8,9]。Nakagoshi、Liu、Rodaev等[10-12]的研究表明更规则的尺寸分布和均匀形貌的颗粒可以制得孔径分布窄的多孔陶瓷，从而可以调高多孔陶瓷的过滤通量和精度。上述研究的烧结温度均低于2 100 ℃(传质机理为表面扩散)，论文采用高温(≥2 150 ℃)重结晶烧结法(传质机理为蒸发-凝聚)探究预处理对不同传质机理重结晶烧结的SiC多孔陶瓷性能的影响。基于前期团队积累的经验，直接确定1 750 ℃作为最佳预处理温度。系统研究了不同烧结温度下预处理粉体、未经预处理粉体、微粉重结晶烧结SiC多孔陶瓷的力学性能、开孔孔隙率、孔径分布等性能，并对其烧结机理进行了阐释。

1 试 验

1.1 原材料

1)500目SiC粉(D50=17.42 μm)；预处理的SiC粉(D50=17.60 μm)；10 000目SiC微粉(D50=1.55 μm)(以上粉料纯度≥99%，产自平顶山易成新材料有限公司)。

2)聚乙烯吡咯烷酮K30(PVP)：K值为27.0～33.0，乙烯吡咯烷酮≤0.001%，灼烧残渣≤0.10%。

1.2 方法

对500目SiC微米粉进行1 750 ℃预处理。选用500目SiC粉体、预处理500目SiC粉体作为粗颗粒，选用10 000目SiC粉体用作细颗粒。将500目SiC粉、10 000目SiC粉、3%聚乙烯吡咯烷K30(PVP),按照表1的比例混合搅拌后旋转蒸发干燥，取出SiC混合粉料在样品袋中陈腐12 h，将陈腐后的粉料适当研磨后，压制素坯成型。

将素坯放于管式电阻炉在650 ℃(氮气气氛)排胶。排胶后的素坯放置在SiC气氛烧结炉中，分别在2 170 ℃、2 250 ℃、2 330 ℃(氩气气氛)常压烧结得到SiC多孔陶瓷。将烧结后样品放入到马弗炉中除残碳，后对SiC陶瓷多孔陶瓷进行XRD、SEM、抗弯强度、孔径、体积密度和开孔孔隙率的表征。

表1 SiC粉原料配比

2 结果及分析

2.1 预处理对SiC粉体的影响

1)物相分析

对500目SiC粉和预处理500目SiC粉的物相进行分析，结果如图1所示。由图1可知，未经预处理SiC粉和预处理500目SiC粉主要的晶型是6H-SiC，两者均为六方相结构，在2θ为34.097、35.658、38.136、60.010、71.765处有明显的衍射峰，经过标定和比对发现与6H-SiC的标准卡片(JCPDS卡号72-0018)一致，对应于卡片上的(101)、(006)、(103)、(110)、(116)晶面。预处理后SiC粉体特征峰和未经处理SiC粉体的特征峰高度吻合，说明1 750 ℃预处理后SiC粉体的物相未发生改变。

2)微观形貌

图2为1 750 ℃预处理前后的SiC粉末的形貌图，其中图2(a)为500目SiC粉原样的形貌图，由图可见，SiC颗粒的形状不规则且棱角尖锐，粒度分布较宽；图2(b)为1 750 ℃预处理500目SiC粉后样品的形貌图，由图可见，SiC颗粒尖角变得圆润，细颗粒明显减少，大颗粒表面变得光滑，颗粒粒径分布明显变窄。SiC颗粒凹面上的空位浓度高于凸面上的空位浓度，不同大小的颗粒之间也会存在空位浓度差，在一定温度激发下，空位梯度驱动空位流动，空位流向空位浓度低的地方，原子则反向流动，流动到原子浓度低的地方，从而实现粒子的形貌改变，形貌改变的机理是表面扩散。

3)粒径分布

图3是1 750 ℃预处理前后SiC粉体的粒度分布图。由图3可见，1 750 ℃预处理后的SiC粉比500目SiC粉的粒径分布更为集中，未经预处理的SiC粉体的D97为47.92 μm，预处理的SiC粉体的D97为39.29 μm。

通过对同一烧结温度下不同级配烧结的SiC多孔陶瓷的强度进行表征，确认10 000目微粉掺量为30%，SiC多孔陶瓷的强度最高，故采用10 000目微粉掺量为30%的配比进行后续实验。

2.2 烧结温度对SiC多孔陶瓷微观形貌的影响

图4为不同烧结温度的SiC多孔陶瓷断面SEM图，从图4中可以明显发现经预处理后，多孔陶瓷的孔径分布明显优化。随着烧结温度升高，SiC多孔陶瓷的断裂形式由沿晶断裂变为穿晶断裂。图4(c)、图4(f)由于烧结温度高，细颗粒的表面饱和蒸气压变大，大量细颗粒蒸发凝聚形成烧结颈，发生二次结晶进一步导致部分大晶粒长大。

2.3 烧结温度对SiC多孔陶瓷孔径分布的影响

图5是不同烧结温度下各级配的SiC多孔陶瓷孔径分布图。由图5可见,随着烧结温度的升高，未经预处理的SiC多孔陶瓷的最可几孔径分布在3.17 μm、3.22 μm、3.44 μm左右，呈现增大趋势，其对应的孔径分布百分比分别为70.6%、44.3%、32.6%。经预处理的SiC多孔陶瓷的最可几孔径分布在2.65 μm、2.93 μm、3.05 μm左右，呈现增大趋势，其对应的孔径分布百分比分别为64.7%、53.3%、72.3%。逐一对比可以发现原料预处理可有效改善SiC多孔陶瓷的孔径分布。

2.4 烧结温度对SiC多孔陶瓷抗弯强度的影响

图6是不同烧结温度下各级配的SiC多孔陶瓷的抗弯强度。由图6可见，未经预处理的SiC多孔陶瓷的抗弯强度分别为103.65 MPa、108 MPa、85.75 MPa，呈现先增大后减小的趋势，2 250 ℃样品抗弯强度最高为108 MPa。经预处理的SiC多孔陶瓷的抗弯强度分别为86.20 MPa、115.08 MPa、113.47 MPa，预处理后样品强度显著提升，2 250 ℃样品抗弯强度最高为115.08 MPa。抗弯强度变化趋势同图4的SiC多孔陶瓷的微观形貌变化相符。

2.5 烧结温度对SiC多孔陶瓷开孔孔隙率的影响

图7是不同烧结温度下各级配的SiC多孔陶瓷的开孔孔隙率图。由图7可见，随着烧结温度升高，SiC多孔陶瓷的开孔孔隙率整体呈现先减小后增大的趋势，和强度变化趋势呈反比,主要是经预处理和重结晶的综合作用使得颗粒粒径分别变窄，使得堆积密度增大。图7(a)中2 250 ℃下经预处理的SiC多孔陶瓷开孔孔隙率增大，这应该是使用的市售粉体粒径分布过宽或实验误差所致。

3 结 论

a.SiC粉体预处理可显著改善高温重结晶烧结的SiC多孔陶瓷性能。预处理后的SiC粉体、10 000目微粉(掺量30%)经2 250 ℃烧结后SiC多孔陶瓷开孔率为33.02%，平均孔径为3.02 nm，弯曲强度为115.08 MPa。

b.预处理的主要机制是表面扩散，空位从较大SiC的颗粒流向附于表面的较小颗粒，原子则从较小颗粒流向较大颗粒的空位；烧结温度是影响重结晶烧结的最大因素。