热处理工艺对陶瓷显微结构的影响范文

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α-Sialon(分子式：RxSi12-(m+n)Alm+nOnN16-n，R为金属离子)因具有较高的硬度、耐磨性、抗热震性以及抗氧化性等优点，成为理想高温结构材料之一，美中不足的是其等轴状晶粒微观结构导致其韧性较差。研究发现部分稀土金属离子(Nd+3、Sm+3、Gd+3、Dy+3、Er+3、Yb+3等)掺杂α-Sialon后可以有效改变其结晶习性，使部分晶粒形成长柱状晶，起到了自增韧作用，有效地提高材料的断裂韧性。增韧效果随掺杂离子不同存在一定的差异，其中轻稀土元素Nd、Sm和Gd等掺杂的α-Sialon陶瓷容易形成细长柱状晶粒形貌，但晶粒热稳定性不好，容易通过分解转变成β'相，因此其在高温条件下使用性能不稳定；重稀土元素Dy+3、Er+3和Yb+3等掺杂使基体在形成α'相动力学上具有优势，且材料有很好的高温热稳定性，但所形成的α-Sialon晶粒一般呈短柱状，对提高材料的韧性效果不明显。本文选用典型轻稀土氧化物Sm2O3和重稀土Er2O3共同掺杂，以期通过轻、重稀土的协同作用，生成高温稳定型的长柱状晶体，在提高材料韧性的同时能有效提高材料的热稳定性。通过中间保温和后期高温热处理等工艺，进一步改善材料的组成和显微结构，以便获得良好的力学性能。

1实验

根据α-Sialon形成的组成条件要求及课题组前期研究结果，本实验选取Ln1/3Si9.3Al2.7O1.7N14.3(其中Ln为Sm和Er)作为配料点，采用分析纯超细Si3N4、AlN、Al2O3、Sm2O3和Er2O3作为实验用原料，依照设计的组份进行称量(Si3N4和AlN表面吸附的氧含量未加以考虑)后，置于玛瑙研钵中，用无水乙醇作为研磨介质，手工研磨2h，待原料混合充分均匀后进行红外干燥。干燥后原料粉体以10MPa的压力预压成Φ40mm×10mm的圆柱坯体进行热压烧结，烧结保护气体为氮气，最终热压压力为20MPa。烧成温度曲线设置为室温至800℃升温速率为20℃/min，800℃至最终烧结温度升温速率为15℃/min。热压烧结后的样品经切割、粗磨、细磨、抛光等后期加工，再进行性能检测。利用德国Bruker生产的D8advanceX射线衍射仪对样品的物相组成进行分析；根据阿基米德原理采用排水法进行体积密度测定；采用JSM-6700F型场发射扫描电镜进行显微结构分析，并结合能谱系统对样品进行微区成分分析[4]。

2分析与讨论

2.1中间保温α-Sialon陶瓷的相形成I.W.Chen等证实减少α-Sialon的晶核数量能促进α-Sialon的异向生长即形成长柱状晶型结构。图1中(a)、(b)分别为未经中间保温和经1450℃保温1h样品的SEM照片。两种样品的微观晶粒都为柱状，与未经中间保温样品微观结构相比，经中间保温样品的长径比明显更大，但微观结构均匀性较差，长柱状晶粒和短小颗粒状晶体共存。出现这一差异的主要原因是中间保温温度点(1450℃)是配料中主要原料Si3N4的始熔温度点，也是α-Sialon晶核形成的初期阶段，此温度点可提供α-Sialon形核的液相量较少，仅有少量的α-Sialon核胚形成，在保温过程中这些核胚渐渐长大形成热力学稳定的晶核。在之后升温过程中新的液相不断生成，为晶核的生长提供了足够的元素组元；另外在升温过程中坯体未熟化，材料结构较为疏松，为晶核长大提供了足够的生长空间，保温阶段形成的晶核得以充分长大，形成样品中长径比较大的晶粒。而保温后升温过程中所形成的α-Sialon晶核在与较大晶粒竞争液相组元过程中并不占优，得不到长大需要的组元，只形成细小的晶粒，从而造成显微结构不均匀的现象。而未中间保温样品在整个烧成过程中所形成的α-Sialon晶核并无明显大小差异，晶核对液相元素组元竞争力相当，故生长成大小相当的晶粒，显微结构相对均匀。

为进一步确定Sm和Er的掺杂位置，对图1(b)中α-Sialon晶粒进行了EDS测试。从图2可见，晶粒中同时出现了Sm元素和Er元素的峰，但Sm峰强明显高于Er的峰强度，可见Sm元素更多的存在于粗大α-Sialon晶粒表面。可能是因在1450℃保温过程中材料中形成Sm-α-Sialon、Er-α-Sialon两种晶核，但Sm-α-Sialon晶核很不稳定，只有Er-α-Sialon能稳定的存在，大量的Er元素在保温过程中因形成Er-α-Sialon晶核而被消耗。在随后的升温过程中，相对含量较多的Sm元素则用于促进α-Sialon晶核的生长，导致最后α-Sialon晶粒表面的Sm元素比Er元素多。图3为经过1450℃保温1h和未经中间保温系列掺杂样品体积密度和力学性能对比图，可见在1450℃保温1h后样品的密度、硬度、抗折强度都有所降低，唯有断裂韧性值变化不明显。本系统材料的烧结致密化过程主要是液相烧结，1450℃保温的样品在保温过程中形成一定量稳定的晶核，在升温过程中稳定长大，不断消耗新生成的液相，导致液相消耗过快，样品致密化过程来不及完成，样品的密度相对下降。密度下降，晶粒间距加大，相互间作用力降低，材料硬度下降。虽然密度和硬度都有降低，但韧性却有所提高，可能是因为其内部生成了大量的长柱状晶粒起到增韧的作用，比起结构不均匀对材料韧性的负面影响更加明显。由此可见本系统在1450℃保温1h对样品断裂韧性的提高效果不明显，反而导致样品密度、硬度和强度的下降。

2.2高温热处理富氧材料在烧结的过程中容易形成玻璃相残存在晶界上，导致材料的高温性能恶化。对样品进行高温热处理可使晶间玻璃相析晶，有效提高材料高温性能；另外析晶造成的体积改变有可能使晶界弱化，达到长柱状晶粒增韧的目的；高温热处理对α-Sialon晶粒的显微结构形貌和晶界相也有显著的影响，可以促进α-Sialon晶粒的各向异性生长，增大晶粒的长径比，进一步强化自增韧效果。图3为样品1800℃热处理1小时前后的SEM照片。照片清晰表明热处理后样品中晶间相明显减少，进一步证明了该样品在1800℃高温热处理能达到使晶间玻璃相晶化的目的；另外，热处理后晶粒的长径比也明显提高，长径比能达到12，比处理前样品的长径比(5左右)增大两倍多，可见原先存在的长晶粒，在热处理的过程中会沿长度方向继续生长。

图4为热处理前后样品的XRD图谱。可以发现经热处理后样品中M'相和β相的含量有所增加，而α相的峰值则有所减弱。引起相组成变化原因之一是晶间玻璃相直接析出M'相或和β相；根据α相减少推断另一原因可能是热处理前稀土含量高的α-Sialon相在热处理过程中变成稀土含量低的α-Sialon相，分解出的稀土与基体中其它组元形成M'相，同时α-Sialon与液相反应生成α-Sialon，即α1(高稀土相)+液相→α2(低稀土相)+M'系列样品1800℃热处理前、后的力学性能如表2所示。热处理后样品的体积密度、硬度变化不明显，但抗折强度和断裂韧性却较为明显地提高。结合SEM照片可知，1800℃保温过程中晶粒得到足够液相量和生长空间，各向异性生长特性得到进一步体现。通常认为在一定晶粒尺寸范围内，晶粒径向方向的增大对于晶粒拔出提高韧性有利，而长径比的增大则对实现裂纹偏转提高韧性等有贡献。图5是经热处理后材料裂纹扩展SEM图，a图裂纹扩展过程中长柱状晶体在基体中明显起到桥联作用，桥联使裂纹表面产生压应力抵消外应力的作用，使裂纹难以进一步扩展，起到增韧作用；b图中长柱状晶体使裂纹沿晶体与基体的界面发生偏转，偏转增长了裂纹扩展路途，增大断裂面，从而消耗更多的裂纹扩展能，起到增韧的目的。

3结论

(1)1450℃保温1h有利于增加α-Sialon的长径比，但同时导致微观结构不均匀，经中间保温处理后材料的体积密度、硬度、抗折强度有所降低，韧性变化不大；(2)1800℃高温处理过程中生成了一定量M'和β相，同时起到净化晶界的作用，晶粒的长径比增加，抗折强度和断裂韧性较为明显地提高。

作者：卢丹丽 单位：泉州工艺美术职业学院