郭偉明，古尚賢，蘇國康，李景曦，林華泰，伍尚華

廣東工業(yè)大學 機電工程學院，廣州510006

?

導(dǎo)電Si3N4基復(fù)相陶瓷研究進展

郭偉明，古尚賢，蘇國康，李景曦，林華泰，伍尚華

廣東工業(yè)大學 機電工程學院，廣州510006

摘 要：Si3N4陶瓷具有優(yōu)異的力學性能和導(dǎo)熱性能，然而其固有的高硬度和脆性極大地限制了其加工性能。通過添加導(dǎo)電相改善Si3N4陶瓷的導(dǎo)電性能可實現(xiàn)對Si3N4陶瓷的電火花加工。添加的導(dǎo)電相主要包括鈦基化合物 （TiN、TiC、TiCN、TiB2）、鋯基化合物 （ZrB2、ZrN） 和MoSi2等導(dǎo)電陶瓷以及碳納米管（CNT）、碳納米纖維 （CNF）、石墨烯納米片 （GNP） 等導(dǎo)電碳基納米材料。本論文詳細回顧了Si3N4基導(dǎo)電陶瓷的研究進展，并對今后Si3N4基導(dǎo)電陶瓷的發(fā)展趨勢進行了展望。

關(guān)鍵詞：Si3N4基陶瓷；導(dǎo)電陶瓷；碳基納米材料

Si3N4陶瓷具有低密度、低熱膨脹系數(shù)、高硬度、高耐磨、高強度、高導(dǎo)熱、優(yōu)異的抗熱震和抗氧化性能等特性，是一種理想的結(jié)構(gòu)陶瓷材料，廣泛用于航空航天、機械工業(yè)、裝甲等領(lǐng)域。此外，其優(yōu)異的力學性能和高導(dǎo)熱特性使其成為理想的散熱材料，成功應(yīng)用于大功率LED和IGBT散熱基板等領(lǐng)域。

由于固有的高硬度和脆性，Si3N4陶瓷傳統(tǒng)加工采用金剛石工具進行磨削和切割，加工效率和加工精度低，加工成本高，可靠性差，難以加工形狀復(fù)雜的零部件。通過在Si3N4陶瓷中引入導(dǎo)電相，可以使其具有良好的導(dǎo)電性能，實現(xiàn)電火花加工，進而改善Si3N4陶瓷的加工性能，尤其是復(fù)雜形狀的加工能力。圖1為由Si3N4-TiN復(fù)相陶瓷制成的渦輪機葉片，其復(fù)雜的三維幾何形狀就是基于復(fù)相陶瓷的導(dǎo)電性、通過電火花銑削加工實現(xiàn)制備的［1］。

自上世紀80年代起，國內(nèi)外科研工作者開始在Si3N4基體中引入鈦基化合物 （TiN、TiC、TiCN、TiB2等）、鋯基化合物 （ZrN、ZrC、ZrB2等） 或MoSi2等導(dǎo)電陶瓷相作為第二相，制備Si3N4基導(dǎo)電陶瓷，實現(xiàn)電火花加工。大量研究表明，上述導(dǎo)電陶瓷相不僅能改善Si3N4陶瓷的導(dǎo)電性能，還能顯著改善其力學性能。進入21世紀后，隨著以碳納米管 （Carbon Nanotubes，CNT）、碳納米纖維 （Carbon Nanofibers，CNF）、石墨烯納米片 （Graphene Nanoplates，GNP） 等為代表的一批高電導(dǎo)、高熱導(dǎo)的高性能碳基納米材料的開發(fā)，科研工作者陸續(xù)將碳基納米材料作為導(dǎo)電相加入到Si3N4陶瓷中，改善其導(dǎo)電性能。與陶瓷導(dǎo)電相相比，由于碳基納米材料的納米尺度特征，可以在較低添加量下顯著提升Si3N4陶瓷的電導(dǎo)率。

本論文從上述導(dǎo)電相材料角度出發(fā)，詳細回顧Si3N4基導(dǎo)電陶瓷的研究進展。

圖1　電火花銑削加工的Si3N4-TiN復(fù)相陶瓷的渦輪機葉片F(xiàn)igure 1 Gas turbine Si3N4-TiN ceramics impeller by milling EDM［1］

1　以鈦基化合物為導(dǎo)電相的Si3N4基復(fù)相陶瓷

1.1Si3N4-TiN復(fù)相陶瓷

TiN具有高熔點、高硬度、高溫化學穩(wěn)定性及優(yōu)良的導(dǎo)熱性能和導(dǎo)電性能。Si3N4-TiN是Si3N4基導(dǎo)電陶瓷中研究最為廣泛和全面的體系，從制備、性能評價到電火花加工都得到了較為深入的研究［1-18］。

Yasutomi等［2］以Si和TiN為原料，通過反應(yīng)燒結(jié)獲得了Si3N4-TiN導(dǎo)電復(fù)相陶瓷。當TiN含量從20 vol%增加到70 vol%，Si3N4-TiN的電阻率從22 ?·cm降低到2.6 × 10-3?·cm。Ahmad等［3］以70 wt% Si3N4和30 wt% Ti為原料，通過SPS燒結(jié)，在較低溫度 （1250°C） 下即獲得了致密的Si3N4-TiN復(fù)相陶瓷，電阻率僅為6.3 × 10-3?·cm。以微米級TiN為導(dǎo)電相時，為了使Si3N4具有良好導(dǎo)電性能，引入的TiN體積分數(shù)通常需要在30 vol%以上。例如，Liu等［4］以3.5 μm粒徑的TiN為原料，TiN體積分數(shù)需要高達30 vol%以上，Si3N4-TiN電阻率才降至6.8 × 10-2?·cm，適合電火花加工；TiN體積含量增加到40 vol%時，電阻率可以進一步降低到1.25 × 10-3?·cm，使得Si3N4-TiN復(fù)相陶瓷具有更好的電火花加工性能和良好的表面加工質(zhì)量。

由于TiN易氧化，高含量的TiN雖然可以改善Si3N4的電火花加工性能，但同時也有可能降低Si3N4陶瓷的其它性能，例如抗氧化性能［5，6］。因此，在保證良好導(dǎo)電性能的基礎(chǔ)上需要盡可能降低TiN的含量。通過化學法原位引入納米TiO2，隨后通過高溫NH3氮化并結(jié)合高溫燒結(jié)獲得含納米TiN均勻分布的Si3N4基導(dǎo)電陶瓷，可以降低TiN含量［7-10］。Kawano等［7］以TiCl4為原料，通過化學原位合成并結(jié)合高溫NH3氮化和SPS燒結(jié)，獲得了表面包覆納米TiN的Si3N4基導(dǎo)電陶瓷；借助于這一工藝，添加25 vol% TiN時即可以形成如圖2 （a） 所示的連續(xù)的TiN網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，電阻率降低至4 × 10-4?·cm。而利用傳統(tǒng)的機械混合，不管TiN是微米級還是納米級，當TiN添加量為25 vol%時均不能形成連續(xù)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，見圖2 （b） 和 （c）。Kawano等［8］還進一步發(fā)現(xiàn)，以Ti（O-i-C3H7）4溶液為原料，可以進一步減少納米TiN粒子的團聚，引入17.5 vol% TiN時電導(dǎo)率為 ～ 10-3?·cm，已適合電火花加工。［1］

圖2　Si3N4-TiN復(fù)相導(dǎo)電陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)：（a） 化學原位合成；（b） 微米TiN機械混合法；（c） 納米TiN機械混合［7］Figure 2 Microstructures of electroconductive Si3N4-TiN ceramics: （a） in situ chemical synthesis； （b） mechanical mixture of micron-sized TiN； （c） mechanical mixture of nano-sized TiN）［7］

1.2Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷

TiC具有高熔點、高電導(dǎo)率以及優(yōu)異的高溫力學性能 （包括硬度和強度）。添加TiC作為第二相可以有效改善Si3N4陶瓷的斷裂韌性和導(dǎo)電性能［19-24］。然而，在高溫下TiC會與Si3N4發(fā)生高溫化學反應(yīng)。Huang等［19］研究了在氬氣和氮氣氣氛下1800°C熱壓燒結(jié)Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷的高溫化學反應(yīng)。研究表明，在氬氣和氮氣氣氛下均可以觀察到TiC1-xNx和SiC相。這表明TiC1-xNx中的氮主要來源于Si3N4的分解。因此，Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷的高溫化學反應(yīng)主要為：

圖3　熱壓燒結(jié)Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)［19］Figure 3 Microstructure of hot-pressed Si3N4-TiC ceramics［19］

圖3為在1800°C熱壓燒結(jié)Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)。從圖中可以看出，經(jīng)1800°C高溫燒結(jié)后，除了亮白色TiC相和灰黑色Si3N4基體相，還可以觀察到灰色TiC1-xNx相和黑色SiC相，進一步證實了反應(yīng) （1） 的進行。

Izhevskyi等［20］詳細研究了氬氣氣氛不同溫度下Si3N4-TiC的化學反應(yīng)。當熱處理溫度在1500°C時已經(jīng)可以觀察到明顯的TiC1-xNx和SiC相，這表明反應(yīng) （1） 在1500°C即開始發(fā)生。隨著溫度的提高，TiC1-xNx和SiC的含量逐漸增加，當溫度達到1700°C時TiC相已經(jīng)完全消失。此外，隨著燒結(jié)溫度的提高，不僅反應(yīng) （1） 逐漸加快，而且形成的TiC1-xNx中的x數(shù)值也逐漸增大。例如，Si3N4-TiC 經(jīng)1700°C熱壓燒結(jié)后，形成的物相為TiC0.7N0.3和SiC［21］；當熱壓燒結(jié)溫度增加到1800°C時，形成的物相則為TiC0.5N0.5和SiC［18］。

古尚賢等［18］詳細研究了Si3N4- 30 vol% TiC （STC1） 和Si3N4- 40 vol% TiC （SCT2） 的制備與導(dǎo)電性能。經(jīng)1800°C熱壓燒結(jié)后，TiC與Si3N4發(fā)生高溫反應(yīng)形成TiC0.5N0.5和SiC。高溫化學反應(yīng)的發(fā)生顯著改變了復(fù)相陶瓷的組分，形成的TiC0.5N0.5含量與反應(yīng)前的TiC含量接近，而Si3N4含量顯著降低，并新形成16 vol% ～ 20 vol%的SiC，反應(yīng)后獲得的復(fù)相陶瓷仍具有良好的導(dǎo)電性能，STC1 和STC2的電阻率分別為2.7 × 10-3?·cm和6.2 × 10-4?·cm。氮化硅含量的降低和電阻率的降低均有利于在電火花加工后獲得更加平滑的加工表面。

Lee等［22］研究了納米TiC （實際組成為TiC0.72O0.17N0.11） 對SPS燒結(jié)的Si3N4基復(fù)相陶瓷顯微結(jié)構(gòu)的影響。顯微結(jié)構(gòu)如圖4所示。由于焦耳熱的影響，添加5 wt% TiC0.72O0.17N0.11導(dǎo)致了顯微結(jié)構(gòu)的粗化。當TiC0.72O0.17N0.11含量為10 wt% ～ 20 wt%時，釘扎效應(yīng)顯著抑制了Si3N4晶粒的生長，從而獲得了Si3N4基納米復(fù)相陶瓷，Si3N4- 20wt% TiC0.72O0.17N0.11電阻率為3.13 × 102?·cm。

圖4　Si3N4-TiC復(fù)相陶瓷顯微結(jié)構(gòu): （a） 0 wt% TiC；（b） 5 wt% TiC； （c） 10 wt% TiC； （d） 20 wt% TiC［22］Figure 4 Microstructures of Si3N4-TiC ceramics: （a） 0 wt% TiC； （b） 5 wt% TiC； （c） 10 wt% TiC；（d） 20 wt% TiC［22］

1.3Si3N4-TiCN復(fù)相陶瓷

與TiC相比，TiCN具有更優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性。以Si3N4和TiC0.5N0.5為原料，在1800°C熱壓燒結(jié)后，XRD分析表明物相仍為Si3N4和TiC0.5N0.5相［25］。當然，進一步增加燒結(jié)溫度也可能導(dǎo)致TiC0.5N0.5發(fā)生轉(zhuǎn)變。例如，經(jīng)1990°C氣壓燒結(jié)后，TiC0.7N0.3或者TiC0.5N0.5均轉(zhuǎn)化為TiC0.3N0.7［26］。

Jiang等［27］發(fā)現(xiàn)，與TiC相比，TiCN的加入可以抑制α-Si3N4到β-Si3N4的相轉(zhuǎn)變，且TiCN粒徑的降低可進一步抑制相變。此外，納米TiCN的加入還顯著改善了Si3N4陶瓷的硬度。當TiC0.5N0.5添加量超過30 vol%，復(fù)相陶瓷電阻率低于4.5 × 10?·m，可以有效實現(xiàn)電火花加工。電火花加工研究表明，隨著TiCN含量的增加，材料去除速率逐漸降低，但表面加工品質(zhì)逐漸提高［28］。古尚賢等［25］研究了Si3N4-TiC0.5N0.5復(fù)相陶瓷的制備與導(dǎo)電性能，發(fā)現(xiàn)TiC0.5N0.5的添加雖然改善了材料的硬度，但卻降低了抗彎強度；當體積含量達到25 vol%時，電阻率為5.7 × 10-2?·cm。

1.4Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷

TiB2具有相對高的熔點、彈性模量、硬度、熱膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率等性能，過去常被用作為第二相改善SiC或Al2O3陶瓷的斷裂韌性。大量研究顯示，TiB2作為第二相也可以顯著改善Si3N4陶瓷的硬度、斷裂韌性、耐磨性能和導(dǎo)電性能［29-34］。然而，關(guān)于Si3N4-TiB2研究的大部分文獻都涉及到了一個不可回避的問題，即Si3N4與TiB2之間的化學反應(yīng)。在Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷中，除了Si3N4和TiB2相，還檢測到TiN、BN等新相。例如，Shew等［29］研究了Si3N4與TiB2之間的化學反應(yīng)，發(fā)現(xiàn)TiB2與N2在高溫下反應(yīng)會生成TiN和BN：

其中，反應(yīng) （2） 中的N2來源于環(huán)境氣氛或者Si3N4的高溫分解：

隨著溫度的升高，Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷的化學反應(yīng)越嚴重，TiB2含量降低，TiN含量提高。除了燒結(jié)溫度，Si3N4與TiB2之間的高溫化學反應(yīng)還強烈依賴于燒結(jié)氣氛和壓力。與氬氣氣氛相比，氮氣氣氛會加速化學反應(yīng)。另外，隨著氮氣壓力的提高，Si3N4與TiB2之間的高溫化學反應(yīng)也越來越嚴重。Si3N4與TiB2之間化學反應(yīng)的發(fā)生將阻礙致其密化，甚至降低力學性能。因此，為了獲得高性能致密的Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷，需盡量首先抑制其化學反應(yīng)的發(fā)生。

為了避免高溫反應(yīng)，Jones等［32］發(fā)展了新的熱壓工藝來制備Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷。首先，在較低溫度下采用氬氣環(huán)境阻止反應(yīng) （2） 的發(fā)生，避免TiN和BN的形成。隨著致密化的進行，當氣孔全部轉(zhuǎn)化為閉氣孔時，將氣氛從氬氣轉(zhuǎn)換為氮氣以避免Si3N4基體的高溫分解。最終，他們獲得了致密的Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷。通過該熱壓工藝制備的Si3N4- 40 vol% TiB2復(fù)相陶瓷電阻率僅為1.16 × 10-4?·cm，可以進行電火花加工；加工后的材料具有較好的表面光潔度，沒有明顯的亞表面損傷［31］。

2　以鋯基化合物為導(dǎo)電相的Si3N4基復(fù)相陶瓷

2.1Si3N4-ZrB2復(fù)相陶瓷

作為超高溫陶瓷家族的成員之一，ZrB2具有高熔點、低密度、高強度、高電導(dǎo)和高熱導(dǎo)等性能。最初主要是將Si3N4作為第二相添加到ZrB2陶瓷以改善其致密化、力學性能和抗氧化性能［35-37］。例如，在1500°C通過熱壓燒結(jié)制備的ZrB2- 13 wt% Si3N4復(fù)相陶瓷室溫強度接近1 GPa［37］。最近，已開始將ZrB2作為第二相添加到Si3N4陶瓷中以期改善其導(dǎo)電性能［38，39］。

與Si3N4-TiB2復(fù)相陶瓷類似，Si3N4-ZrB2復(fù)相陶瓷中也存在高溫反應(yīng)問題。Guo等［38］研究了在氮氣和氬氣氣氛下熱壓燒結(jié)的Si3N4-ZrB2復(fù)相陶瓷在1500°C ～ 1700°C下的化學反應(yīng)。圖5給出了在1500°C ～ 1700°C氮氣氣氛下熱壓燒結(jié)得到的Si3N4-ZrB2復(fù)相陶瓷XRD圖譜。在1500°C燒結(jié)時，主相為α-Si3N4和ZrB2，并形成次級相ZrN。當熱壓溫度提高到1600°C時，主相變化為β-Si3N4，而α-Si3N4相和ZrB2相變得非常微弱，ZrN相強度顯著增加，此外還形成了新的ZrSi2和BN相。經(jīng)1700°C熱壓燒結(jié)后，α-Si3N4和ZrB2完全消失，ZrSi2相也消失，形成了新的SiC相。圖6為在1500°C和1600°C氬氣氣氛下熱壓燒結(jié)得到的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD圖譜。在1500°C燒結(jié)時僅有α-Si3N4和ZrB2相；當熱壓溫度提高到1600oC，除了殘留的微弱α-Si3N4和ZrB2相，還觀察到了β-Si3N4、ZrN、BN、ZrSi2和Si相。這些研究表明，Si3N4和ZrB2之間存在高溫化學反應(yīng)，產(chǎn)物包括ZrN、BN、ZrSi2、SiC或Si，具體產(chǎn)物的組分依賴于氣氛和熱壓溫度。在1500°C氬氣氣氛下可以獲得未反應(yīng)的Si3N4-ZrB2復(fù)相陶瓷。

圖5　在1500°C ～ 1700°C氮氣氣氛下熱壓燒結(jié)的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD圖譜［38］Figure 5 XRD patterns of Si3N4-ZrB2prepared by hot-pressing at 1500°C ～ 1700°C in N2［38］

圖6　在1500°C和1600°C氬氣氣氛下熱壓燒結(jié)的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD圖譜［38］Figure 6 XRD patterns of Si3N4-ZrB2prepared by hot-pressing at 1500°C and 1600°C in Ar［38］

2.2Si3N4-ZrN 復(fù)相陶瓷

ZrN具有高熔點、高熱導(dǎo)、良好的導(dǎo)電性和化學穩(wěn)定性能。王崇民等［40］以Si3N4和ZrO2為原料，通過反應(yīng)燒結(jié)獲得了Si3N4-ZrN復(fù)相導(dǎo)電陶瓷。Ma等［41］以ZrSiO4和碳黑為原料，在1500°C氮氣條件下通過碳熱還原和氮化工藝獲得了ZrN-Si3N4復(fù)合粉體：

在ZrSiO4和碳為原料的研究基礎(chǔ)上，Yin等［42］還添加了SiO2原料，在氮氣條件下通過下面的反應(yīng)來增加ZrN-Si3N4復(fù)合粉體中Si3N4含量：

以上研究并未涉及導(dǎo)電性能。Ade等［43］以ZrSi2為原料，在氮氣氣氛通過反應(yīng)燒結(jié)獲得了致密的接近零收縮的ZrN-Si3N4導(dǎo)電復(fù)相陶瓷：

圖7　在1700°C不同氣氛下熱壓燒結(jié)Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷的XRD圖譜［46］Figure 7 XRD patterns of Si3N4-MoSi2ceramics prepared by hot-pressing at 1700°C in different atmospheres［46］

3　Si3N4-MoSi2導(dǎo)電復(fù)相陶瓷

MoSi2具有高熔點、高導(dǎo)電性和優(yōu)異的高溫抗氧化性能。以MoSi2作為第二相添加到Si3N4陶瓷中可以改善其導(dǎo)電性能［44-49］。然而，燒結(jié)氣氛嚴重影響Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷的電導(dǎo)率。圖7為在1700°C不同氣氛下熱壓燒結(jié)Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷的XRD圖譜［46］。從圖中可以看到，當燒結(jié)氣氛為氬氣時，熱壓燒結(jié)樣品的物相仍為Si3N4和MoSi2相。然而當燒結(jié)氣氛轉(zhuǎn)為氮氣時，有新相Mo5Si3生成。這是因為在氮氣氣氛下MoSi2可以發(fā)生氮化：

雖然反應(yīng)生成的Mo5Si3具有良好的導(dǎo)電性，但反應(yīng) （7） 的發(fā)生會導(dǎo)致導(dǎo)電相的體積分數(shù)顯著降低。計算表明，30 vol% ～ 40 vol% MoSi2完全氮化后生成的Mo5Si3體積分數(shù)降低到15 vol% ～ 20 vol%。因此，Manukyan等［47］研究發(fā)現(xiàn)在1700°C氮氣氣氛中熱壓燒結(jié)的 Si3N4- （30～40） vol% MoSi2陶瓷電導(dǎo)率較低，僅為10-8?-1·cm-1～ 10-5?-1·cm-1。Liu等［45］研究表明，在氮氣條件下，MoSi2添加量需要達到50 vol%時，所制備的材料才具有較高的電導(dǎo)率；而在氬氣條件下MoSi2含量僅需達到30 vol%，制備的Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷就具有良好的導(dǎo)電性能。

圖8　在1700°C不同氣氛下熱壓燒結(jié)的Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷顯微結(jié)構(gòu)：（a） 氮氣；（b） 氬氣［47］Figure 8 Microstructures of Si3N4-MoSi2ceramics prepared by hot-pressing at 1700°C in （a） N2and （b） Ar［47］

燒結(jié)氣氛不僅影響Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷的熱穩(wěn)定性和電導(dǎo)率，還影響Si3N4晶粒形貌。圖8為在1700°C不同氣氛熱壓燒結(jié)的Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷顯微結(jié)構(gòu)［47］。從圖中可以看到，在氮氣氣氛下，Si3N4晶粒為雙峰分布，而在氬氣氣氛下晶粒呈等軸形狀。雖然，氬氣氣氛可以抑制MoSi2的氮化，但是可能導(dǎo)致Si3N4的高溫分解。因此，采用低溫致密化助劑結(jié)合氬氣氣氛，有望獲得高致密高性能的Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷。

當MoSi2含量未達到滲流濃度時，即使增加MoSi2含量，Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷也基本為絕緣體。當MoSi2含量達到滲流濃度時，Si3N4-MoSi2陶瓷電導(dǎo)率顯著躍升，成為了良好的導(dǎo)體。除了MoSi2的含量，Yamada等［44］研究發(fā)現(xiàn)，Si3N4晶粒尺寸和MoSi2晶粒尺寸的比值也顯著影響電導(dǎo)率。當Si3N4晶粒尺寸和MoSi2晶粒尺寸的比值從3:1增加到10:1時，Si3N4- 30 vol% MoSi2從絕緣體變成了良好的導(dǎo)體。Guo等［46］研究發(fā)現(xiàn)，即使保持氮化硅晶粒不變，當MoSi2晶粒從1.95 μm減小到1.08 μm，MoSi2的滲流濃度從32 vol%降低到27 vol%。

MoSi2不僅顯著提高了Si3N4的導(dǎo)電性，而且還同步改善了高溫抗氧化性能和斷裂韌性［50-53］。然而，Si3N4-MoSi2氧化后電導(dǎo)率降低。例如，Medri等［51］研究了氧化對Si3N4- 35 vol% MoSi2復(fù)相陶瓷導(dǎo)電率的影響。經(jīng)1200°C以上高溫氧化后，復(fù)相陶瓷表面形成絕緣的氧化層，電阻率從10-3?·cm增加到 107?·cm ～ 109?·cm.

4　以納米碳質(zhì)材料為導(dǎo)電相的Si3N4導(dǎo)電復(fù)相陶瓷

4.1Si3N4-CNT復(fù)相陶瓷

碳納米管 （CNT） 具有輕質(zhì)、納米尺度、高長徑比以及優(yōu)異的力學性能、電學性能和導(dǎo)熱性能等特性，可改善Si3N4陶瓷的斷裂韌性、強度、導(dǎo)電性能和導(dǎo)熱性能［54-67］。第二相導(dǎo)電陶瓷的粉體粒徑通常為微米級，一般需要添加30 vol%以上才能實現(xiàn)Si3N4基陶瓷的導(dǎo)電性。然而，對于納米尺度的CNT，僅需添加少量即可實現(xiàn)Si3N4陶瓷的導(dǎo)電性。例如，Corral等［60］研究發(fā)現(xiàn)，添加6 vol% CNT 的Si3N4基陶瓷電導(dǎo)率達到92 S·m-1，成為了良好的導(dǎo)體；Koval?íková等［65］添加了3 wt% CNT，電導(dǎo)率為2 S·m-1；Yoshio等添加1.8 wt% CNT，通過氣壓燒結(jié)結(jié)合熱等靜壓燒結(jié)，制備的Si3N4-CNT電導(dǎo)率高達86 S·m-1。

Tatami等［55］研究了不同燒結(jié)方法和燒結(jié)助劑對Si3N4-CNT密度和電導(dǎo)率的影響，在燒結(jié)助劑一致的情況下，氣壓燒結(jié)的Si3N4-CNT密度較低，而氣壓燒結(jié)與熱等靜壓燒結(jié)相結(jié)合可以進一步改善致密度，進而提高其電導(dǎo)率。例如，氣壓燒結(jié)的Si3N4- 1.8 wt% CNT密度較低 （92%），電導(dǎo)率較低（僅為2.8 S·m-1）；將氣壓燒結(jié)的Si3N4-1.8 wt% CNT繼續(xù)利用熱等靜壓燒結(jié)改善致密化，就可以實現(xiàn)完全致密，同時電導(dǎo)率增加到30 S·m-1。

Si3N4-CNT電導(dǎo)率不僅與CNT添加量以及Si3N4-CNT的密度相關(guān)，更與燒結(jié)后CNT殘留率有密切關(guān)系。與氣壓燒結(jié)結(jié)合熱等靜壓燒結(jié)制備的Si3N4- 1.8 wt% CNT相比，熱壓燒結(jié)Si3N4- 1.8 wt% CNT具有相同的高致密性，但是其電導(dǎo)率從30 S·m-1增加到79 S·m-1。這是因為熱壓致密化在較低溫度下進行，可以阻止SiO2與CNT反應(yīng)，保留更多的CNT，如圖9所示［55］。

大量研究顯示，CNT的添加阻礙了Si3N4基陶瓷的致密化。因此，為了獲得高致密度的Si3N4-CNT復(fù)相陶瓷，通常采用較高的燒結(jié)溫度。然而，高溫或長時間保溫等工藝會導(dǎo)致CNT在燒結(jié)過程中發(fā)生降解，燒結(jié)后CNT殘留率較低，降低導(dǎo)電效果。例如，Balázsi等［56］在1700°C通過熱等靜壓制備了Si3N4-CNT復(fù)相陶瓷。當壓力為2 MPa、保溫時間為1 h時，CNT可以完整保留在復(fù)合材料里；然而當壓力增加到20 MPa、保溫時間增加到3 h，燒結(jié)后CNT則完全消失。為了讓CNT可以在Si3N4保留下來，可采用快速燒結(jié)方法，在CNT發(fā)生降解前完成致密化。Belmonte等［58］利用SPS燒結(jié)方法制備Si3N4-CNT復(fù)相陶瓷，實現(xiàn)了完全致密化，避免了CNT降解，獲得了良好導(dǎo)電性能。

圖9　Si3N4-CNT復(fù)相陶瓷斷面的顯微結(jié)構(gòu)：（a） 氣壓燒結(jié)；（b） 熱壓燒結(jié)［55］Figure 9 Microstructures of fracture surface of Si3N4-CNT ceramics: （a） gas pressure sintering； （b） hot pressing［55］

與CNT相比，碳納米纖維 （CNF） 具有類似的結(jié)構(gòu)和性能，但具有更大的直徑 （400 nm ～ 600 nm）和更低的成本。Michálková等［68］以Al2O3-Yb2O3作為燒結(jié)助劑，以5 wt% CNF為導(dǎo)電相，經(jīng)1550°C熱壓燒結(jié)后，制備的Si3N4-CNF復(fù)相陶瓷相對密度為96.83%，電導(dǎo)率為500 S·m～ 600 S·m。當以MgSiN2-Yb2O3取代Al2O3-Yb2O3作為燒結(jié)助劑時，添加相同含量的CNF為導(dǎo)電相，在相對密度一致情況下，燒結(jié)溫度僅需要1500°C，更重要的是，電導(dǎo)率顯著提高到1315 S·m-1。這一方面是因為Al2O3會破壞CNF表面，產(chǎn)生空洞，降低CNF本身的電導(dǎo)率；另一方面，MgSiN2加入可以導(dǎo)致Yb4Si2N2O7析出，降低了無定型玻璃相含量。

4.2Si3N4-GNP復(fù)相陶瓷

石墨烯具有優(yōu)異的導(dǎo)電性能、導(dǎo)熱性能和力學性能。目前，在Si3N4陶瓷中添加CNT的應(yīng)用受到了一定的限制，一方面是因為較高的成本，另一方面是因為高含量的CNT在陶瓷中分散的困難性。因此，由于低成本和高品質(zhì)，由若干層石墨烯構(gòu)成的石墨烯納米片 （GNP） 最近得到了較多的關(guān)注，成為替代昂貴的CNT的最佳選擇之一［69-74］。與CNT相比，GNP還具有更優(yōu)異的高溫性能。

Ramírez等［69-72］開展了一系列關(guān)于Si3N4-GNP復(fù)相陶瓷的研究，涉及其結(jié)構(gòu)表征、導(dǎo)電性能和力學性能評估。他們通過SPS燒結(jié)制備了含11 vol% ～ 25 vol% GNP的Si3N4基復(fù)相陶瓷，具有良好的導(dǎo)電性能。隨著GNP含量的增加，材料的電導(dǎo)率提高，電導(dǎo)率范圍在0.12 S·m-1～ 41 S·m-1。由于GNP的片狀特征，在壓力誘導(dǎo)下，Si3N4-GNP復(fù)相陶瓷的導(dǎo)電性能展現(xiàn)出了明顯的各向異性，垂直于壓力方向的電導(dǎo)率比平行于壓力方向的電導(dǎo)率高了1個數(shù)量級。雖然Si3N4- 11 vol% GNP的電導(dǎo)率與Si3N4- 8 vol% CNT相當，但CNT的加入阻礙Si3N4致密化，因此繼續(xù)增加CNT的含量并不能改善其電導(dǎo)率，而GNP可以實現(xiàn)更高含量的添加，可以進一步提高Si3N4陶瓷導(dǎo)電性能。此外，由于其片狀特征，GNP不僅改善Si3N4導(dǎo)電性能，還顯著改善其斷裂韌性［75］。

5　展 望

到目前為止，關(guān)于導(dǎo)電Si3N4基復(fù)相陶瓷已經(jīng)開展了大量的研究，取得了豐富的成果，但仍然還存在一些需要進一步研究的問題。這些問題將有可能成為今后導(dǎo)電Si3N4基復(fù)相陶瓷的研究熱點：

（1） 向Si3N4基體中添加導(dǎo)電陶瓷相時，在保證良好導(dǎo)電性能的前提下，進一步降低導(dǎo)電相的體積含量；

（2） 在避免Si3N4-TiB2、Si3N4-ZrB2和Si3N4-MoSi2復(fù)相陶瓷高溫反應(yīng)的前提下，進一步改善其致密化和性能；

（3） 以納米碳質(zhì)材料為導(dǎo)電相時，為了改善性能，需進一步研究納米碳質(zhì)材料在Si3N4基體中的分散；

（4） 以納米碳質(zhì)材料為導(dǎo)電相時，常見的氧化物燒結(jié)助劑會破壞碳材料表面結(jié)構(gòu)，降低碳含量，應(yīng)進一步探索合適的燒結(jié)助劑。

參考文獻

［1］ LIU K，REYNAERTS D，LAUWERS B. Influence of the pulse shape on the EDM performance of Si3N4-TiN ceramic composite ［J］. CIRP Annals - Manufacturing Technology，2009，58 （1）: 217-220.

［2］ YASUTOMO Y，CHIBA A，MASAHISA S. Development of reaction-bonded electroconductive silicon nitride-titanium nitride and resistive silicon nitride-aluminum oxide composites ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2005，74 （5）: 950-957.

［3］ AHMAD N，SUEYOSHI H. Properties of Si3N4-TiN composites fabricated by spark plasma sintering by using a mixture of Si3N4and Ti powders ［J］. Ceramics International，2010，36 （2）: 491-496.

［4］ LIU CC，HUANG JL. Effect of the electrical discharge machining on strength and reliability of TiN/ Si3N4composites ［J］. Ceramics International，2003，29 （6）: 679-687.

［5］ DESCHAUX-BEAUME F，CUTARD T，F(xiàn)RETY N，et al. Oxidation of a silicon nitride-titanium nitride composite: microstructural investigations and phenomenological modeling ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2002，85 （7）: 1860-1866.

［6］ DESCHAUX-BEAUME F，F(xiàn)RETY N，CUTARD T，et al. Oxidation modelling of a Si3N4-TiN ceramic: microstructure and kinetic laws ［J］. Ceramics International，2007，33 （7）: 1331-1339.

［7］ KAWANO S，TAKAHASHI J，SHIMADA S. Highly electroconductive TiN/Si3N4composite ceramics fabricated by spark plasma sintering of Si3N4particles with a nano-sized TiN coating ［J］. Journal of Materials Chemistry，2002，12 （2）: 361-365.

［8］ KAWANO S，TAKAHASHI J，SHIMADA S. Fabrication of TiN/Si3N4ceramics by spark plasma sintering of Si3N4particles coated with nanosized TiN prepared by controlled hydrolysis of Ti（O-i-C3H7）4［J］. Journal of the American Ceramic Society，2004，86 （4）: 701-705.

［9］ LIAN G，LI J，KUSUNOSE T，et al. Preparation and properties of TiN-Si3N4composites ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2004，24 （2）: 381-386.

［10］ KAWANO S，TAKAHASHI J，SHIMADA S. The preparation and spark plasma sintering of silicon nitride-based materials coated with nano-sized TiN ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2004，24 （2）: 309-312.

［11］ BLIGAN G，HADAD M，JANCZAK-RUSCH J，et al. Fractography，mechanical properties，and microstructure of commercial silicon nitride-titanium nitride composites ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2005，88 （4）: 926-933.

［12］ CHERNIAKOVA I，ZDOLNIK S，PETROVSKY V. Effect of cooling rate after hot pressing on electrical conductivity of Si3N4-ceramics with TiO2and TiH2additives ［J］. Processing & Application of Ceramics，2010，4 （2）: 63-68.

［13］ ZHANG SH，KANG ZQ，LU Q. Room-temperature electrical conductivity property of Si3N4/TiN composite ceramics ［J］. Advanced Materials Research，2010，150-151: 257-261.

［14］ 張淑會，康志強，呂慶，等. Si3N4/TiN復(fù)相陶瓷常溫導(dǎo)電性研究［J］. 功能材料，2011，41 （12）: 2206-2209.

［15］ ZHANG SH，KANG ZQ，LU Q，et al. Fabrication of electroconductive Si3N4-TiN ceramic from iron ore tailing ［J］. Advanced Materials Research，2011，284-286: 1067-1070.

［16］ JIANG Y，WU LE，HUANG ZK. Electric conductive Si3N4/TiN composite ceramic manufactured by liquid-qhase sintering ［J］. Key Engineering Materials，2012，512-515: 832-836.

［17］ ZHOU M，ZHONG J，ZHAO J，et al. Microstructures and properties of Si3N4/TiN composites sintered by hot pressing and spark plasma sintering ［J］. Materials Research Bulletin，2013，48 （5）: 1927-1933.

［18］ 古尚賢，郭偉明，伍尚華，等. Si3N4-TiC和Si3N4-TiN復(fù)相導(dǎo)電陶瓷的制備及電加工性能研究［J］. 人工晶體學報，2015，44 （4）: 1095-1100.

［19］ HUANG J，CHIU H，LEE M. Microstructure and chemical reaction in a Si3N4-TiC composite ［J］. Journal of the American Ceramic Society，1994，77 （3）: 705-710.

［20］ IZHEVSKYI VA，GENOVA LA，BRESSIANI JC. Investigation of the chemical interaction in the TiC-Si3N4system ［J］. Materials Research，1999，2 （4）: 271-277.

［21］ 田春艷，劉寧.Si3N4-TiC納米復(fù)相陶瓷的組織與力學性能研究［J］.礦冶工程，2007，27 （6）: 72-75.

［22］ LEE CH，LU HH，WANG CA ，et al. Influence of conductive nano-TiC on microstructural evolution of Si3N4-based nanocomposites in spark plasma sintering ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2011，94 （3）: 959-967.

［23］ 薛強，艾興，趙軍，等. 納米TiC對Si3N4基復(fù)合陶瓷材料性能和微觀結(jié)構(gòu)的影響［J］. 山東大學學報（工學版），2008，（3）: 69-72.

［24］ ZHI JL，ZHAO J，WANG WM. Microstructure and wear behavior of Si3N4/TiC nanocomposite ceramic tool material ［J］. Advanced Materials Research，2011，279: 54-60.

［25］ 古尚賢，郭偉明，曾俊杰，等. Si3N4-TiC0.5N0.5復(fù)相陶瓷的制備及切削性能研究［J］. 人工晶體學報，2015，44 （5）: 1259-1265.

［26］ AYAS E，KARA A. Novel electrically conductive α-β SiAlON/TiCN composites ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2011，31 （5）: 903-911.

［27］ JIANG D，VANMEENSEL K，VLEUGELS J，et al. Si3N4-based composites with micron and nano-sizedTiC0.5N0.5particles ［J］. Silicates Industriels，2004，69 （7-8）: 267-274.

［28］ JIANG D，VLEUGELS J，Van der BIEST O，et al. Electrically conductive and wear resistant Si3N4-based composites with TiC0.5N0.5particles for electrical discharge machining ［J］. Materials Science Forum，2005，492: 27-32.

［29］ SHEW BY，HUANG JL. Investigation of chemical reactions in TiB2/Si3N4composites ［J］. Materials Science & Engineering A，1992，159 （1）: 127-133.

［30］ HUANG JL，CHEN SY，LEE MT. Microstructure，chemical aspects，and mechanical properties of TiB2/Si3N4and TiN/Si3N4composites ［J］. Journal of Materials Research，1994，9 （9）: 2349-2354.

［31］ JONES AH，TRUEMAN C，DOBEDOE RS，et al. Production and EDM of Si3N4-TiB2ceramic composites ［J］. British Ceramic Transactions，2001，100 （2）: 49-54.

［32］ JONES AH，DOBEDOE RS，LEWIS MH. Mechanical properties and tribology of Si3N4-TiB2ceramic composites produced by hot pressing and hot isostatic pressing ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2001，21 （7）: 969-980.

［33］ SUN Y，MENG Q，JIA D，et al. Influence of titanium diboride on the microstructure and mechanical properties of silicon nitride ceramic ［J］. Materials Letters，2004，58 （14）: 2057-2060.

［34］ PUTYRA P，LASZKIEWICZ-?UKASIK J，WYZGA P，et al. The selection of phase composition of silicon nitride ceramics for shaping with the use of EDM machining ［J］. Journal of Achievements in Materials & Manufacturing Engineering，2011，48 （1）: 35-40.

［35］ MONTEVERDE F，BELLOSI A. Effect of the addition of silicon nitride on sintering behaviour and microstructure of zirconium diboride ［J］. Scripta Materialia，2002，46 （3）: 223-228.

［36］ 宋杰光，李世斌，紀崗昌，等. Si3N4-ZrB2高溫復(fù)相陶瓷的制備及抗氧化機理研究［J］. 材料導(dǎo)報，2011，24 （z2）: 519-521.

［37］ GUO S，KAGAWA Y. High-strength zirconium diboride-based ceramic composites consolidated by low-temperature hot pressing ［J］. Science & Technology of Advanced Materials，2012，13 （4）: 45007-45012.

［38］ GUO WM，WU LX，MA T，et al. Chemical reactivity of hot-pressed Si3N4-ZrB2ceramics at 1500 ～1700oC ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2015，35 （11）: 2973-2979.

［39］ GUO WM，GU SX，YOU Y，et al. Densification and thermal stability of hot-pressed Si3N4-ZrB2ceramics ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2015，98 （12）: 3651-3654.

［40］ 王崇民，折曉黎，秦虎，等. 氮化鋯對氮化硅基復(fù)相陶瓷室溫導(dǎo)電特性的影響［J］. 科學通報，1989 （17）: 1308-1310.

［41］ MA B，YU J. Influence of processing parameters on the phase composition of ZrN-Si3N4synthesized from zircon ［J］. Rare Metals，2009，28 （4）: 367-371.

［42］ YIN L，XU Y，HUANG Z，et al. Synthesis of ZrN-Si3N4composite powders from zircon and quartz by carbothermal reduction and nitridation ［J］. Powder Technology，2013，246 （9）: 677-681.

［43］ ADE M，HAU?ELT J. Electroconductive ceramic composites with low-to-zero shrinkage during sintering ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2003，23 （11）: 1979-1986.

［44］ YAMADA K，KAMIYA N. High temperature mechanical properties of Si3N4-MoSi2and Si3N-SiC composites with network structures of second phases ［J］. Materials Science & Engineering A，1999，261 （1）: 270-277.

［45］ LIU CC. Wire electrical discharge machining and mechanical properties of gas-pressure-sintered MoSi2/Si3N4composites ［J］. Journal of the Ceramic Society of Japan，2000，108: 469-472.

［46］ GUO Z，BLUGAN G，GRAULE T，et al. The Effect of different sintering additives on the electrical and oxidation properties of Si3N4-MoSi2composites ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2007，27 （5）: 2153-2161.

［47］ MANUKYAN KV，KHARATYAN SL，BLUGAN G，et al. Si3N4-MoSi2composites: Influence of starting materials and fabrication route on electrical and mechanical properties ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2009，29 （10）: 2053-2060.

［48］ 譚威，林旭平，馬景陶，等. Si3N4-MoSi2復(fù)合陶瓷導(dǎo)電性能研究［J］. 稀有金屬材料與工程，2011，40 （S1）: 196-198.

［49］ MEDRI V，BRACISIEWICA M，KENEL K，et al. Degradation of mechanical and electrical properties after long-term oxidation and corrosion of non-oxide structural ceramic composites ［J］. Journal of theEuropean Ceramic Society，2005，25 （10）: 1723-1731.

［50］ KLEMM H ，SCHUBERT C. Silicon nitride/molybdenum disilicide composite with superior long-term oxidation resistance at 1500°C ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2004，84 （10）: 2430-2432.

［51］ MEDRI V，BELLOSI A. Factors inducing degradation of properties after long-term oxidation of Si3N4-MoSi2electroconductive composites ［J］. Journal of Materials Research，2004，19 （5）: 1567-1574.

［52］ SCITI D，CELOTTI G，PEZZOTTI G，et al. On the toughening mechanisms of MoSi2reinforced Si3N4ceramics ［J］. Applied Physics A，2007，86 （2）: 243-248.

［53］ GUO Z，PARLINSKA-WOJTAN M，BLUGAN G，et al. The influence of the grain boundary phase on the mechanical properties of Si3N4-MoSi2composites ［J］. Acta Materialia，2007，55 （8）: 2875-2884.

［54］ BALAZSI C，KONYA Z，WEBER F，et al. Preparation and characterization of carbon nanotube reinforced silicon nitride composites ［J］. Materials Science & Engineering C，2003，23 （6-8）: 1133-1137.

［55］ TATAMI J，KATASHIMA T，KOMEYA K，et al. Electrically conductive CNT-dispersed silicon nitride ceramics ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2005，88 （10）: 2889-2893.

［56］ BALAZSI C，F(xiàn)ENYI B，HEGMAN N，et al. Development of CNT/Si3N4composites with improved mechanical and electrical properties ［J］. Composites B，2006，37 （6）: 418-424.

［57］ 宋寧. MWNTs/Si3N4陶瓷復(fù)合材料制備及性能 ［D］. 哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學碩士學位論文，2009.

［58］ BELMONTE M，GONZALEZ-JULIAN J，MIRANZO P，et al. Spark plasma sintering: A powerful tool to develop new silicon nitride-based materials ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2010，30 （14）: 2937-2946.

［59］ MALEK O，GONZALEZ-JULIAN J，VLEUGELS J，et al. Carbon nanofillers for machining insulating ceramics ［J］. Materials Today，2011，14 （10）: 496-501.

［60］ CORRAL EL，WANG H，GARAY J，et al. Effect of single-walled carbon nanotubes on thermal and electrical properties of silicon nitride processed using spark plasma sintering ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2011，31 （3）: 391-400.

［61］ GONZALEZ-JULIAN J，SCHNEIDER J，MIRANZO P，et al. Enhanced tribological performance of silicon nitride-based materials by adding carbon nanotubes ［J］. Journal of the American Ceramic Society，2011，94 （8）: 2542-2548.

［62］ GONZALEZ-JULIAN J，IGLESIAS Y，CABALLERO A C，et al. Multi-scale electrical response of silicon nitride/multi-walled carbon nanotubes composites ［J］. Composites Science & Technology，2011，71 （1）: 60-66.

［63］ YOSHIO S，TATAMI J，WAKIHARA T，et al. Effect of CNT quantity and sintering temperature on electrical and mechanical properties of CNT-dispersed Si3N4ceramics ［J］. Journal of the Ceramic Society of Japan，2011，119:70-75.

［64］ MIRANZO P，GARCIA E，RAMIREZ C，et al. Anisotropic thermal conductivity of silicon nitride ceramics containing carbon nanostructures ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2012，32 （8）: 1847-1854.

［65］ KOVALCIKOVA A，BALAZSI C，DUSZA J，et al. Mechanical properties and electrical conductivity in a carbon nanotube reinforced silicon nitride composite ［J］. Ceramics International，2012，38 （1）: 527-533.

［66］ ZAPATA-SOLVAS E，GOMEZ-GARCIA D，DOMINGUEZ-RODRIGUEZ A. Towards physical properties tailoring of carbon nanotubes-reinforced ceramic matrix composites ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2012，32 （32）: 3001-3020.

［67］ BELMONTE M，VEGA-DIAZ SM，MORELOS-GOMEZ A，et al. Nitrogen-doped-CNTs/Si3N4nanocomposites with high electrical conductivity ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2014，34 （5）: 1097-1104.

［68］ MICHALKOCA M，MICHALEK M，KOCHER P，et al. Improvement of electrical conductivity of silicon nitride/carbon nano-fibers composite using magnesium silicon nitride and ytterbium oxide as sintering additives ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2013，33 （13-14）: 2429-2434.

［69］ RAMIREZ C，GARZON L，MIRANZO P，et al. Electrical conductivity maps in graphene nanoplatelet/silicon nitride composites using conducting scanning force microscopy ［J］. Carbon，2011，49 （12）: 3873-3880.

［70］ RAMIREZ C，F(xiàn)IGUEIREDO FM，MIRANZO P，et al. Graphene nanoplatelet/silicon nitride composites with high electrical conductivity ［J］. Carbon，2012，50 （10）: 3607-3615.

［71］ RAMIREZ C，OSENDI MI. Characterization of graphene nanoplatelets-Si3N4composites by Raman spectroscopy ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2013，33 （3）: 471-477.

［72］ HANAOKA D，F(xiàn)UKUZAWA Y，RAMIREZ C，et al. Electrical discharge machining of ceramic/carbon nanostructure composites ［J］. Procedia CIRP ，2013，6: 95-100

［73］ 李建林，陳彬彬，章文，等. 陶瓷/石墨烯塊體復(fù)合材料的研究進展［J］. 無機材料學報，2014，29 （3）: 225-236.

［74］ TAPASZTO O，TAPASZTO L，LEMMEL H，et al. High orientation degree of graphene nanoplatelets in silicon nitride composites prepared by spark plasma sintering ［J］. Ceramics International，2016，42 （1）: 1002-1006.

［75］ DUSZA J，MORGIEL J，DUSZOVA A，et al. Microstructure and fracture toughness of Si3N4+ graphene platelet composites ［J］. Journal of the European Ceramic Society，2012，32 （12）: 3389-3397.

第一作者及通訊作者郭偉明，男，博士，廣東工業(yè)大學機電工程學院副教授。2000年9月至2007年6月在湖南大學材料科學與工程專業(yè)攻讀學士和碩士學位；2007年7月至2010年8月在中國科學院上海硅酸鹽研究所從事研究工作，主要開展超高溫陶瓷粉體合成、致密化、顯微結(jié)構(gòu)和性能評價方面的研究；2010年9月至2013 年6月在復(fù)旦大學材料物理與化學專業(yè)攻讀博士學位。2013年7月博士畢業(yè)后進入廣東工業(yè)大學工作至今。目前主要從事陶瓷粉體合成、超高溫陶瓷、導(dǎo)電陶瓷以及氮化硅陶瓷零部件等方面的研究。已發(fā)表SCI收錄論文40余篇，主持和參與多項國家和省部級項目。

Research Progress of Electroconductive Si3N4-Based Ceramics

GUO Wei-Ming，GU Shang-Xian，SU Guo-Kang，LI Jing-Xi，LIN Hua-Tay，WU Shang-Hua
School of Electromechanical Engineering, Guangdong University of Technology, Guangzhou 510006, China

Abstract:Si3N4ceramics have excellent mechanical and thermal properties. However，its high hardness and brittleness limited the machinability. The addition of conductive phase could improve electrical conductivity of Si3N4ceramics，making it easy to be machined using electrical discharge machining. The conductive phases generally used include Ti-based compounds （TiN，TiC，TiCN，TiB2），Zr-based compounds （ZrB2，ZrN），MoSi2，carbon nanotube （CNT），carbon nanofiber （CNF），and graphene nanoplatelet （GNP）. This paper reviewed in detail the research progress electroconductive Si3N4-based ceramics，and forecasted the development in the future.

Keywords:Si3N4-based ceramics； Electroconductive ceramics； Carbon-based nanomaterials

中圖分類號：TB321

文獻編號：1005-1198 （2016） 02-0094-13

文獻標識碼：A

DOI：10.16253/j.cnki.37-1226/tq.2016.02.001

收稿日期：2016-01-19 收到修改稿日期：2016-02-23

基金項目：國家自然科學基金青年基金項目 （51402055）。

通訊作者：郭偉明 （1982 -），男，山東臨沂人，博士，副教授。E-mail: wmguo@gdut.edu.cn。