洪東波，袁軍堂，殷增斌

(南京理工大學 機械工程學院，江蘇 南京 210094)

0 引言

陶瓷刀具具有高硬度、高耐磨性、高耐熱性和良好的化學穩(wěn)定性，在高速切削領域和切削難加工材料方面具有傳統(tǒng)刀具無法比擬的優(yōu)勢。SiAlON陶瓷是一大類基于氮化硅的陶瓷合金總稱，自20世紀70年代被發(fā)現(xiàn)以來，SiAlON陶瓷材料得到了迅速發(fā)展[1]。由于其良好的高溫力學性能、優(yōu)異的耐磨性能、低摩擦系數(shù)特性以及耐化學腐蝕性能，故SiAlON陶瓷材料是最具潛力和競爭力的陶瓷刀具材料之一。SiAlON陶瓷刀具在航空高溫合金[2-7]、灰鑄鐵[8]、航空級碳纖維增強聚合物(CFRP)[9-10]等難加工材料的高效切削加工中，展現(xiàn)出優(yōu)異的切削性能。SiAlON陶瓷刀具切削鎳基高溫合金的速度可達1000m/min，是硬質合金刀具的10～20倍，壽命是硬質合金刀具的2～3倍，且耐磨能力要好于涂層刀具，可以大幅度提高高溫合金的加工效率。

SiAlON陶瓷刀具材料主要有兩種晶體結構，即α-SiAlON和β-SiAlON。在微觀形貌上，α-SiAlON為等軸狀晶粒，展示出較高的硬度和耐磨性，但強度及斷裂韌性較低[11]。而β-SiAlON則為六方柱狀晶粒，與α-SiAlON相比，對裂紋偏轉和晶粒拔出的作用更大，增加了裂紋擴展的阻力，使得陶瓷材料的強度和斷裂韌性較高，但硬度較α-SiAlON低[12]。因不同晶體結構的SiAlON材料體現(xiàn)出分化的力學性能，為此，許多學者通過優(yōu)化燒結助劑與添加增強增韌相來改善SiAlON陶瓷的綜合性能。此外，也有許多學者選擇制備含有不同比例α-SiAlON與β-SiAlON相(簡稱α’與β’相)的復相(α+β)-SiAlON陶瓷(微觀結構如圖1所示，淺灰色為α-SiAlON晶粒，深灰色為β-SiAlON晶粒，白色區(qū)域為晶間相[16])，從而平衡材料的力學性能。隨著α/(α+β)比例上升，復相(α+β)-SiAlON陶瓷硬度會增大，但斷裂韌性會下降[13]。通過調控起始組分、控制燒結工藝和燒結后熱處理等，可以實現(xiàn)其最終相和微觀結構的靈活調控，這在一定程度上拓寬了SiAlON陶瓷在工程中的應用[14]。在切削刀具領域，Sandvik和Kennametal等國外知名刀具公司已經實現(xiàn)了SiAlON陶瓷刀具的商業(yè)化生產。

圖1 (α+β)-SiAlON微觀結構BSE-SEM圖

SiAlON陶瓷材料的燒結與Si3N4陶瓷相似，都是液相燒結[15]。由于Si和N原子之間有很強的共價鍵，SiAlON陶瓷的燒結非常困難，需要加入燒結助劑以促進致密化。與Si3N4不同的是，SiAlON陶瓷的燒結助劑可以固溶進晶格結構，也可以留在晶界形成晶間相，對最終相的組成和微觀結構有重要的影響[14]。不同組分的SiAlON陶瓷在燒結特性上有非常大的差異，對于復相(α+β)-SiAlON陶瓷，燒結中涉及的固溶變化和相轉換更為復雜，這也對SiAlON陶瓷的生產制造提出了更高的要求。明確SiAlON陶瓷燒結特性、微觀結構和力學性能與其制備工藝以及物相組成之間的聯(lián)系和規(guī)律是制備高性能SiAlON陶瓷材料的關鍵。鑒于此，本文對SiAlON陶瓷材料的制備工藝及性能研究進行了介紹，從制備技術、組分配比、添加劑選擇上展開討論，分析未來的研究趨勢，從而為高性能SiAlON陶瓷刀具材料的制備提供技術參考。

1 SiAlON陶瓷刀具材料制備技術

目前，SiAlON陶瓷刀具材料制備主要有兩種途徑：一是以人工合成的化學原料(Si3N4、Al2O3、AlN粉末等)按比例混合而成，再通過燒結形成SiAlON陶瓷；二是通過化學方法合成SiAlON粉末，再通過燒結完成致密化。粉末制備方法與燒結方法的不同會直接影響SiAlON陶瓷刀具的性能和生產成本。此外，燒結后熱處理技術也對SiAlON陶瓷刀具的性能有一定影響。

1.1 粉末制備

1)由人工合成的化學原料混合而成

通過人工合成的化學原料(Si3N4、Al2O3、AlN粉末等)混合而成的優(yōu)點是易于控制SiAlON陶瓷的物相組成，應用廣泛且成熟，但由于人工合成的化學原料較為昂貴，這種方法的生產成本較高。許多研究表明，初始粉末中Si3N4粉末的類型(α-Si3N4、β-Si3N4)與SiAlON陶瓷的燒結特性有很大的關聯(lián)。通常α-Si3N4化學活性更強，其使用比β-Si3N4粉末更普遍[17]。當β-Si3N4作為主要起始粉末時，會較難形成細長的晶粒形貌，而且材料致密化也會更困難[18]。ROSENFLANZ A等[19]發(fā)現(xiàn)，與β-Si3N4相比，以α-Si3N4為初始粉末，燒結過程中SiAlON相的形成速度更快。而當SiAlON中α’與β’相同時形成時，結構上與大多數(shù)起始粉末相似的SiAlON相(α’相結構與α-Si3N4相似，β’相與β-Si3N4相似)形成得更快。EKSTR?M T等[20]研究了5種不同組分的Si3N4粉末(最高含15 wt.% β-Si3N4)對燒結(α+β)-SiAlON陶瓷的影響，發(fā)現(xiàn)高β-Si3N4含量的初始粉末會提高最終相中β’相的比例，但在微觀結構上沒有發(fā)現(xiàn)實質性差異。LI Y W等[21]使用了3種相比不同的Si3N4起始粉末(100α、50α∶50β和100β)，發(fā)現(xiàn)β-Si3N4粉末燒結的SiAlON陶瓷的致密度較差。在較高β-Si3N4比例粉末燒結的樣品中觀察到較低縱橫比的晶粒演化，但是最終相組成沒有受到Si3N4粉末種類的明顯影響。

除惰性粉末Si3N4與AlN外，也有研究者選擇以金屬粉末Si、Al粉等作為前驅體制備SiAlON陶瓷材料。AL MALKI W W等[22]以納米金屬Al粉取代初始粉末CaO、Si3N4、Al2O3和AlN中的部分AlN 粉末(10～30 mol.%)，并通過放電等離子燒結技術制備了致密Ca-α-SiAlON材料。研究表明，添加納米金屬Al粉細化了α-SiAlON的晶粒尺寸，并將燒結溫度降低到了1 450℃。

2)化學反應合成

化學反應合成SiAlON粉末的方法主要有反應鍵合法(reaction bonding)，自蔓延高溫合成法(self-propagating high-temperature synthesis，SHS)和碳熱還原氮化反應法(carbothermal reduction nitridation，CRN)等。

反應鍵合法是用金屬粉末(Si、Al等)和惰性粉末(Al2O3、AlN等)在高溫氮氣氛圍中反應合成SiAlON粉末的方法。當以金屬粉末Si、Al等為主要成分直接燒結SiAlON陶瓷時，燒結體往往難以收縮，致密化程度與力學性能無法滿足要求。通過反應鍵合法對混合物粉末進行前處理，在燒結后可以獲得致密的SiAlON陶瓷材料。YIN L等[23]以Si、Al2O3和AlN混合粉末為原料，在1 400℃(略低于Si的熔點(1 410℃))0.4MPa氮氣氛圍下氮化3 h合成了z=1的β-SiAlON粉末，并通過氣壓燒結制備了完全致密的SiAlON材料。

自蔓延高溫合成法(SHS)，又稱為燃燒合成法(combustion synthesis，CS)，是利用反應物之間的化學反應熱合成材料的一種技術，通過點燃反應物，便會自動向未反應的區(qū)域傳播，直至反應完全[24]。SHS技術的主要優(yōu)點是設備簡單、反應溫度高、工藝過程快且能耗低[25]。SHS法在SiAlON陶瓷制備中也獲得了廣泛應用。YI X M等[26]以Si、SiO2和AlN混合粉末為原料，在1MPa 高純氮氣氛圍中使用SHS法獲得了z=1～3的β-SiAlON粉末(純度>85%)，并使用放電等離子燒結技術制備了完全致密的β-SiAlON材料。JIANG J X等[27]通過SHS法制備了(Eu、Y)-α-SiAlON粉末，并通過熱壓燒結獲得了致密的α-SiAlON材料。

碳熱還原氮化反應法是在一定溫度下以無機碳或鋁粉作為還原劑將氧化物還原并在氮氣氛圍中氮化的方法，在反應中一般還會輔以Fe2O3等氧化物作為催化劑。CRN法制備SiAlON粉末，其原料多為天然原料，如高嶺土、沸石等，來源豐富且價格低廉，在工業(yè)化生產中是極具前途的方法[28]。HUANG J T等[29]以SiO2、AlN、CaF2和炭黑為原料，在1700℃下進行碳熱還原氮化(CRN)合成了Ca-α-SiAlON粉體，并隨后以1900℃熱壓燒結制備了Ca-a-Sialon陶瓷。O’LEARY B G等[30]也以含碳無機聚合物(埃洛石粘土)為原料通過CRN法合成了β-SiAlON粉末，與其他原料相比其優(yōu)勢在于可以制備特定組分的SiAlON粉末材料并在反應前固化成所需要的形狀。

3)粉末粒徑

除粉末制備方法外，初始粉末的粒徑也會影響SiAlON陶瓷的燒結行為和力學性能。ROSENFLANZ A等[31]發(fā)現(xiàn)，使用較小粒徑的α-Si3N4粉末可以增強轉化效率，在更低溫度下完成SiAlON相的轉變。ACIKBAS N C等[16]研究了組分中β-Si3N4粉末粒徑(0.5 μm、1 μm、2 μm)對氣壓燒結(α+β)-SiAlON微觀組織演變和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)較小晶粒尺寸的β-Si3N4燒結后的(α+β)-SiAlON具有較大的長徑比，且樣品的斷裂韌性隨β-Si3N4尺寸的降低而提高。ESER O等[32]研究了不同粒徑(216 nm、130 nm)的β-SiAlON粉末對氣壓燒結、無壓燒結和放電等離子燒結β-SiAlON的影響。對于無壓燒結和氣壓燒結，選擇較細的粉末可以在較低溫度下實現(xiàn)致密化，而對于放電等離子燒結，粉末粒徑對燒結的影響不大。ESER O等[33]研究了高能球磨工藝對氣壓燒結SiAlON的影響。與常規(guī)制備的粉末(粒徑185 nm)相比，使用高能球磨工藝獲得的粉末粒徑降到了約70nm，這也使得樣品的燒結溫度降低了約150℃。

1.2 燒結方法

無壓燒結(pressure sintering, PLS)、熱壓(hot-pressed sintering, HP)、熱等靜壓(hot isostatic sintering, HIP)是制備SiAlON陶瓷刀具的傳統(tǒng)燒結技術。近年來，一些新技術也應用在了SiAlON陶瓷制備中，如氣壓燒結(gas-pressure sintering, GPS)、放電等離子燒結(spark plasma sintering, SPS)和微波燒結(microwave sintering, MS)等。表1中羅列了這些常見SiAlON陶瓷材料燒結方法與優(yōu)缺點。

表1 常見SiAlON陶瓷材料燒結方法與優(yōu)缺點

無壓燒結PLS設備簡單，適用于對復雜形狀或大體積工件進行批量生產。然而，該技術的生產效率較低(升溫慢且保溫時間長)。同時，在沒有壓力輔助的情況下，要提高材料的致密度必須在高溫下燒結，但高溫燒結時材料中Si3N4容易分解且SiAlON陶瓷難以達到完全致密[34]。微波燒結是一種新型的無壓燒結方式，通過微波與材料的耦合產生熱量，其在燒結中實現(xiàn)了快速的致密化并提升了燒結效率[35]。CHOCKALINGAM S等[36]對比研究了微波燒結與無壓燒結β-SiAlON-ZrO2材料，與無壓燒結相比，微波燒結的樣品具有更高的密度、斷裂韌性和長徑比，但硬度稍低。此外，在無壓燒結的樣品中檢測到四方ZrO2和ZrN，而微波燒結樣品中的ZrO2則完全轉化為ZrN。微波燒結SiAlON陶瓷體現(xiàn)出高效環(huán)保的優(yōu)點，但目前其燒結工藝尚未成熟，還有待進一步研究[37]。

與無壓燒結方法相比，壓力燒結方法更容易促進陶瓷材料的致密化從而獲得更高的力學性能。氣壓燒結是通過使用高壓氮氣(1～10MPa)大規(guī)模生產SiAlON陶瓷的一種工業(yè)方法。高壓氮氣氛圍抑制了Si3N4的分解，同時也促進了SiAlON陶瓷燒結的致密化并改善了性能，但是氮氣的大量消耗提升了燒結成本。熱等靜壓燒結是在高溫下通過惰性高壓氣體施加等靜壓力的燒結方法，其壓力可以達到200MPa。BARTEK A和EKSTR?M T等[38-39]使用熱等靜壓燒結技術制備了完全致密的單相α-、β-及復相(α+β)-SiAlON陶瓷材料。由于熱等靜壓燒結技術工藝復雜，封裝成本與燒結成本十分高昂，在SiAlON陶瓷刀具制備領域還未實現(xiàn)工業(yè)化應用。

熱壓燒結是通過機械加壓的方式，邊加壓邊加熱的燒結方法。SANTOS C等[40]對比了熱壓燒結與氣壓燒結α-SiAlON-SiC復合材料，發(fā)現(xiàn)熱壓燒結的樣品具有更好的力學性能。但是，熱壓燒結的效率仍然較低，表現(xiàn)在燒結溫度高、保溫時間長、制備成本高，同時，熱壓燒結僅適用于簡單結構SiAlON陶瓷的燒結。放電等離子燒結技術與熱壓燒結相似，區(qū)別在于采用脈沖的直流電代替了外部加熱源，這促進顆粒之間的頸部生長并實現(xiàn)了快速致密化[41]。NEKOUEE K A等[42]使用無壓燒結與放電等離子燒結制備了β-SiAlON/TiN材料，發(fā)現(xiàn)放電等離子燒結制備的樣品達到完全致密且具有更優(yōu)的力學性能。ESER O等[32]采用無壓燒結、氣壓燒結和放電等離子的樣品分別在1 775℃/60min/無壓、1 725℃/60min/2.2MPa和1 550℃/5min/30MPa燒結參數(shù)下制備了完全致密(相對密度>99%)的β-SiAlON材料。與前兩種技術相比，放電等離子燒結技術在更低的燒結溫度完成了致密化并實現(xiàn)了更高的燒結效率。放電等離子燒結的主要缺點在于難以實現(xiàn)復雜形狀SiAlON陶瓷的燒結。

1.3 燒結后熱處理

燒結后熱處理是一種通過消除氮基陶瓷中玻璃態(tài)晶界相或將其轉變?yōu)殡y熔晶相的方法，從而消除或最小化玻璃晶界相，并以此提高材料在高溫下的性能。在熱處理過程中，玻璃晶界相可以在高于其Tg點(玻璃化轉變溫度)的溫度下發(fā)生脫玻璃化而不會熔化[43]。對于SiAlON陶瓷，用于燒結的燒結助劑通常不溶于β-SiAlON結構，因此一部分的燒結助劑以殘余M-Si-Al-O-N晶間玻璃相存在。這些玻璃相在高于玻璃軟化溫度(通常約為900℃～1 100℃)時容易軟化，導致材料的力學和化學性能降低[12]。

在對SiAlON陶瓷的長時間熱處理實驗中，MANDAL H等[44]發(fā)現(xiàn)，SiAlON陶瓷中的α’相僅在高溫(通常超過1 550℃)下穩(wěn)定，并且會在低溫下轉變?yōu)棣?SiAlON以及其他富含稀土元素的晶間相，如圖2所示。圖中B為B相{(Y, R)2SiAlO5N}; W為硅灰石相{(Y, R)SiO2N}; U為U相{R3Si3Al3O12N2}; Y為J(R)相{(Y

圖2 熱處理1 775℃無壓燒結制備的材料

對于SiAlON陶瓷刀具材料，適當?shù)臒崽幚砉に嚳梢詢?yōu)化刀具的性能。ACIKBAS N C等[16]研究了熱處理工藝(1 700℃/2 h/0.4MPa)對(α+β)-SiAlON-TiN復合材料的影響，發(fā)現(xiàn)熱處理增加了晶間相的結晶度(減少了玻璃相)，但沒有改變相的組成并對材料的力學性能沒有顯著影響。其另一項研究[16]對(α+β)-SiAlON材料的熱處理(1 990℃/6 h/2.2MPa)后發(fā)現(xiàn)熱處理使得α’相中的陽離子進入液相，促使α’ 相轉化為β’ 相。這提高了β-SiAlON在(α+β)-SiAlON中的比例，并且促進了晶粒的生長和粗化，但降低了材料的硬度。CALIS ACIKBAS N等[47]也研究了熱處理工藝(1 600℃/2 h/0.4MPa)對熱壓燒結(α+β)-SiAlON陶瓷刀具材料切削性能的影響。實驗表明：熱處理提升了(α+β)-SiAlON材料晶間相的結晶度并導致微觀結構的粗化和晶間相的聚結，從而提升了刀具壽命。

2 SiAlON陶瓷材料組分研究現(xiàn)狀

SiA1ON陶瓷刀具的性能與其最終相組成和微觀結構息息相關。通過改變原始粉末組分，可以制備出具有不同相組成的單相α-、β-與復相(α+β)-SiAlON陶瓷材料。SiAlON陶瓷組分參數(shù)較多，這里探討了SiAlON陶瓷刀具材料體系中α-SiAlON穩(wěn)定陽離子、固溶參數(shù)m、n值與β-SiAlON固溶參數(shù)z值對SiAlON陶瓷燒結特性與性能的影響。

2.1 α-SiAlON穩(wěn)定陽離子

α-SiAlON的通式為MxSi12-(m+n)Al(m+n)OnN16-n，其中x=m/z(x<2)，z為穩(wěn)定陽離子M的電價。穩(wěn)定陽離子M一般是Li、Ca、Mg、Y和大部分原子序數(shù)>60的稀土元素[48]。在切削刀具領域，稀土元素常作為單相α-或復相(α+β)-SiAlON材料中α’相的穩(wěn)定陽離子。α-SiAlON的性質和燒結特性與穩(wěn)定陽離子種類息息相關。BANDYOPADHYAY S等[49]研究了不同種類稀土陽離子對α-SiAlON致密化行為的影響，發(fā)現(xiàn)隨著稀土陽離子半徑增大，最終相中α’相會減少，導致材料硬度下降。ROSENFLANZ A等[19]研究了1 950℃退火溫度下不同稀土陽離子(Yb、Nd和Y)穩(wěn)定的α’相的穩(wěn)定性(圖3)。圖3表明，對于離子半徑較大的稀土陽離子，α’相的區(qū)域較小[19]，其中，Yb和Nd代表已知可穩(wěn)定α’相的稀土陽離子的大小兩端，而Y是作為參考。研究表明，α’相的穩(wěn)定性隨稀土陽離子的離子半徑增大而減小。CAMUSCU N等[50]做了類似的退火實驗，并發(fā)現(xiàn)在1 450℃的長期熱處理下，Y和Yb可以產生穩(wěn)定的α’相，而Nd的穩(wěn)定性較差，在1 450℃的長時間熱處理下會分解為結晶相。上述的實驗結果表明，對于為高溫應用設計的單相α-或復相(α+β)-SiAlON材料，選用離子半徑較小的稀土元素作為穩(wěn)定陽離子是最佳選擇。

圖3 1 950℃下α’-SiAlON平面上的相圖

2.2 α-SiAlON固溶參數(shù)m、n值

α-SiAlON固溶參數(shù)m、n值代表α-SiAlON固溶體中有(m+n)個Si-N鍵被m個Al-N鍵與n個Al-O鍵替代。KURAMA S等[51]發(fā)現(xiàn)，初始組分中的m、n值與燒結時瞬態(tài)液相的量有關。當m、n值較低時(m、n<1)，燒結時的瞬態(tài)液相含量較低，需要輔以更多的燒結助劑促進致密化；在低m、n值組分下，x值的實際測定值與初始設定值偏差較大；燒結助劑的量對x值沒有影響。黃秋鳳等[52]研究了m值(m=1～1.8,n=1)對α-SiAlON結構和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)m值增加會促進柱狀α-SiAlON晶粒的形成，導致材料斷裂韌性提高，硬度下降。AHMED B A等[53]研究了m、n值(0.6～1.6、0.4～1.6)對Ca-(α+β)-SiAlON材料性能的影響。觀察到m值的增加(較高的Ca含量)促進了α-SiAlON的形成；而n值的增加(較高的氧化物含量)促進了β-SiAlON和AlN多型體的形成，導致斷裂韌性增加及硬度降低。

2.3 β-SiAlON固溶參數(shù)z值

β-SiAlON的通式為Si6-zAlzOzN8-z(0

KUMAR R等[55]研究了不同z值(z=0.1～0.6)的β-SiAlON及(α+β)-SiAlON材料的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)此范圍內高z值材料的磨損率更低。YIN L等[56]研究了不同z值(z=1，4)的β-SiAlON-ZrN的摩擦磨損性能。觀察到z=4的β-SiAlON-ZrN有大量組成復雜的晶間相，這降低了材料的力學性能，也使得其摩擦磨損性能弱于z=1的β-SiAlONZrN復合陶瓷材料。但SUN Q C等[57]發(fā)現(xiàn)，在800℃時，復合材料的磨損率隨z值(z=1～4)的增加而降低，這歸因于在z值較高的β-SiAlON中具有更多的Al2O3，并在滑動過程更容易發(fā)生化學反應。PETTERSSON P等[58]發(fā)現(xiàn)，不同z值(z=0.6～3.0)的β-SiAlON材料的抗熱震性能隨z值上升而下降。EKSTR?M T等[59]研究了z值在0.1～4.2范圍內β-SiAlON材料的力學性能，發(fā)現(xiàn)當z值>1時其硬度和斷裂韌性隨z值增大而減小。YI X M等[25]研究不同z值為(z=1，2，3)的β-SiAlON在高溫1000℃～1400℃下的氧化動力學，發(fā)現(xiàn)z值較低的β-SiAlON可以在高溫下形成致密的保護氧化層，而對于z值較高的β-SiAlON，氧化層中有更多的孔隙，低z值的β-SiAlON耐熱性能更佳。然而，RAMESH R等[60]發(fā)現(xiàn)z=2～3的β-SiAlON材料具有比其他z值的β-SiAlON材料更好的抗氧化性能。這種差異可能與二者燒結助劑的添加量有關，因為氧化速率與液相的體積和黏度相關。ACIKBAS N C等[61]發(fā)現(xiàn)，z值的大小還會影響(α+β)-SiAlON-TiN材料晶間相類型和結晶度。當z值低(0.3～0.4)時，穩(wěn)定的晶間相為Jss相，隨著z值的增加且超過0.74，晶間相的結晶趨勢降低，隨著z值的進一步增加(0.8～1.1)，穩(wěn)定相為YbAG；材料的硬度和斷裂韌性都隨著z值增加略微下降，但α∶β相比比z值對力學性能影響更大；在0.3～1.1范圍內，高z值的(α+β)-SiAlON-TiN材料具有更好的結晶度和穩(wěn)定的晶間相。

3 SiA1ON陶瓷刀具材料添加劑研究現(xiàn)狀

3.1 燒結助劑

SiA1ON陶瓷由于Si-N共價鍵鍵能很強，且Si3N4擴散性低，在燒結中往往要添加燒結助劑以促進致密化。SiA1ON陶瓷的燒結助劑一般為稀土氧化物或金屬氧化物，其中稀土氧化物應用最為廣泛。在單相β-SiAlON材料燒結過程中，稀土氧化物燒結助劑通常不溶于β-SiAlON結構但可以增加液相含量以促進燒結。而在單相α-或復相(α+β)-SiAlON材料的燒結過程中，稀土氧化物燒結助劑不僅可以充當液相也可以容納在形成α-SiA1ON的α-Si3N4晶格中，降低燒結后的瞬時液相含量，從而減少殘余的晶界玻璃[11]。過量的燒結助劑會以殘余M-Si-Al-O-N晶間玻璃相存在，這會降低材料的力學和化學性能[62]。

ESER O等[32]研究了不同Y2O3燒結助劑含量(3.5 wt.%、5 wt.%)對燒結β-SiAlON的影響，發(fā)現(xiàn)選擇低含量的燒結助劑可以減少樣品中非晶態(tài)晶間相的含量從而提高樣品的硬度。ESER O等[33]研究了以Y2O3為燒結助劑對氣壓燒結(α+β)-SiAlON的影響。當Y2O3的含量從2.5 wt.%上升到5.5 wt.%時，其促進了燒結中α’相的形成，使得最終相中α∶β相比由11∶89變?yōu)?0∶50，導致樣品硬度上升，斷裂韌性下降。JOSHI B等[63]同樣研究了添加Y2O3(0～2 wt.%)對熱壓燒結Mg-(α+β)-SiAlON性能的影響。研究表明，當Y2O3的含量由0逐漸提升到1 wt.%時，α-SiAlON的含量由64.50 vol.%提升到97.68 vol.%，但當Y2O3的含量為2 wt.%時，α-SiAlON的含量降到2.73 vol.%，主要組分被β-SiAlON所替代。這是由于過量的Y2O3促進了液相燒結并影響α-SiAlON的穩(wěn)定性，導致α-SiAlON轉化為β-SiAlON。LI Y J等[64]研究了添加Sm2O3對無壓燒結β-SiAlON的影響，發(fā)現(xiàn)Sm2O3顯著改善了β-SiAlON的致密度和力學性能，在含量為4 wt.%時效果最佳。

除了單一燒結助劑外，許多學者也研究了多元燒結助劑系統(tǒng)對燒結SiAlON陶瓷的影響。?AL1KAN F等[65]研究了氟化物(MgF2+Y2O3)與氧化物(MgO+Y2O3)燒結助劑系統(tǒng)對無壓燒結β-SiAlON性能的影響。研究表明，氟化物可以起到網格修飾體(network modifier)的作用，降低M-Si-Al-O-N玻璃相液相燒結的熔點溫度，使得β-SiAlON在低溫下可以實現(xiàn)更高的致密化，并獲得更好的力學性能。CALIS ACIKBAS N等[54]研究了三元燒結助劑中陽離子類型，晶間相含量和陽離子摩爾比對(α+β)-SiAlON-TiN復合陶瓷z值和晶間相結晶的影響。其中，在燒結助劑中以Y2O3、Yb2O3或Er2O3來提升α-SiAlON相的穩(wěn)定性和硬度，以Sm2O3來提升β-SiAlON晶粒的長徑比從而改善斷裂韌性，以CaO來防止α-SiAlON轉化為β-SiAlON。研究表明，當陽離子摩爾比為9Er∶0.5Sm∶0.5Ca，晶間相含量為2.5 mol.%時，獲得的材料性能最佳。另外，陽離子類型對z值沒有影響，但陽離子的尺寸對晶間相結晶有影響，添加Er和Yb離子的復合陶瓷結晶度比添加Y離子的高；燒結助劑含量減少會導致β-SiAlON的含量和z值增大，但也會使得晶間相的結晶度降低；提高Sm離子的含量可以使得β-SiAlON的z值增大，但也會使得晶間相中“黃長石”相的結晶度變大。

3.2 增強增韌相

增強增韌相的加入主要是為了提高SiAlON陶瓷材料的力學性能。表2總結了一部分的SiAlON基復合陶瓷材料的力學性能。ACIKBAS N C等[66]發(fā)現(xiàn)，添加TiN顆粒對(α+β)-SiAlON-TiN復合材料硬度影響不大，但可以提升材料的斷裂韌性。當TiN含量為25 wt.%，(α+β)-SiAlON-TiN的斷裂韌性最佳。裂紋撓曲、裂紋橋聯(lián)、穿晶斷裂和裂紋分支是TiN顆粒的主要增韌機理(圖4)[61]。此外，當溫度超過700℃時，(α+β)-SiAlON-TiN會發(fā)生被動氧化生成TiO2修復裂紋，提升材料的抗熱震性能。?ELIK A等[6]研究了(α+β)-SiAlON-TiN復合陶瓷銑刀高速銑削加工鎳基高溫合金Inconel718的切削機理，發(fā)現(xiàn)TiN顆粒的添加提高了SiAlON刀具在高溫下對鎳基高溫合金Inconel718的化學穩(wěn)定性。NEKOUEE K A等[67]以TiO2粉末為前驅體通過SPS燒結制備了β-SiAlON-TiN，發(fā)現(xiàn)TiO2可以與其他前驅體反應轉化為TiN，改善液相燒結，并將燒結溫度從1 700℃降低到1 595℃。SUN Q C等[68]以SnO2粉末為前驅體通過SPS燒結制備了β-SiAlON-Sn，發(fā)現(xiàn)添加SnO2粉末降低了致密化溫度并提升了斷裂韌性，在800℃下β-SiAlON-Sn(20 wt.%)的磨損率比純β-SiAlON材料降低了20倍。添加ZrN顆粒的增韌機理與TiN顆粒相似。YIN L等[23]研究了添加ZrN顆粒(3～50 wt.%)對β-SiAlON陶瓷性能的影響，發(fā)現(xiàn)β-SiAlON-ZrN復合陶瓷的硬度在ZrN比例為20 wt.%時達到最大，之后隨著添加比例的升高而降低。β-SiAlON-ZrN的斷裂韌性隨ZrN比例的升高而升高，在50 wt.%時達到最大。

表2 一部分SiAlON基復合陶瓷材料力學性能

圖4 (α+β)-SiAlON-TiN復合材料裂紋拓展行為BSE-SEM模式圖

GARRETT J C等[69]研究了添加cBN(0～30 vol.%)對SPS燒結α-SiAlON-cBN的影響，發(fā)現(xiàn)cBN提升了材料的斷裂韌性但降低了硬度和致密度。提升燒結溫度可以促進材料的致密化，但同時也促進了氮化硼從亞穩(wěn)超硬立方結構到軟六角形結構的相變。HOTTA M等[70]研究了cBN含量(0～50 vol.%)對β-SiAlON-cBN復合材料致密化和相變的影響，發(fā)現(xiàn)添加10～30 vol.%的cBN促進了β-SiAlON在低溫下的致密化，但當cBN含量超過40 vol.%時，致密化則會被抑制。在β-SiAlON基體內，cBN的相變變弱，在1 900℃其全部轉化為hBN。CINAR A等[71]發(fā)現(xiàn)，摻雜石墨烯納米片(GNPs，2～8 wt.%)增加了(α+β)-SiAlON的斷裂韌性，但是同時降低了硬度。MALLIK A K等[72]研究添加SiC顆粒對(α+β)-Sialon陶瓷磨損性能的影響。(α+β)-SiAlON-SiC的摩擦磨損性能優(yōu)于(α+β)-SiAlON，并觀察到在復合材料磨損表面上形成二氧化硅輥狀結構。BITTERLICH B等[73]研究了添加SiC、WC、MoSi2和Ti(C,N)顆粒對(α+β)-SiAlON的影響，實驗表明含有10 vol.%的(α+β)-SiAlON-SiC復合材料表現(xiàn)出最佳的磨損性能。WC和MoSi2在SiAlON基底中并不穩(wěn)定，WC容易分解生成SiC、W或SiW，而MoSi2容易轉變?yōu)镸o5Si3和Si3N4。這種轉變會導致增強相的組分以及(α+β)-SiAlON相比的變化，進而對復合材料的性能有極大的影響。其中增加WC的含量會促進α’相的生成，而增加MoSi2的含量會促進β’相的生成。此外，增加Ti(C,N)顆粒含量從0 vol.%～30 vol.%時，觀察到SiAlON復合材料的α/β比從20∶80提高到66∶44，這是由于增加Ti(C,N)提升了燒結添加劑的含量所導致的。

4 總結與展望

SiAlON陶瓷固溶關系復雜，其燒結特性、相的轉換、微觀結構及力學性能與其制備方式和材料組分息息相關。掌握其之間的聯(lián)系和規(guī)律是制備優(yōu)異性能SiAlON陶瓷刀具的關鍵。從現(xiàn)有文獻看：

1)粉末制備方式的不同會直接影響生產成本與SiAlON陶瓷性能；在初始粉末中選用α-Si3N4粉末可以加快燒結中SiAlON相的形成；較細的粉末粒徑可以促進大部分燒結方式下SiAlON陶瓷材料的致密化。

2)壓力燒結方式制備的SiAlON陶瓷材料具有更優(yōu)的致密度與力學性能，而無壓燒結可以實現(xiàn)大批量工業(yè)化生產及復雜結構陶瓷材料的制備；不同熱處理溫度與特定條件下可以實現(xiàn)SiAlON陶瓷中α’?β’相的可逆轉變，適當?shù)臒崽幚砉に嚳梢愿纳芐iAlON陶瓷材料的性能。

3)SiAlON陶瓷的燒結特性和性能與組分密切相關；對于單相α-與復相(α+β)-SiAlON陶瓷，選用離子半徑較小的稀土元素作為穩(wěn)定陽離子具有更好的高溫穩(wěn)定性；α’相的m、n值會影響SiAlON陶瓷的燒結行為與最終相的組成；β’相的z值與SiAlON陶瓷的力學性能、抗氧化性能和晶間相類型結晶度等密切相關。

4)SiAlON陶瓷的燒結助劑(類型與含量)、組分(穩(wěn)定陽離子、固溶參數(shù)與相比)和SiAlON陶瓷微結構與性能存在多層次關系；對不同組分SiAlON陶瓷材料而言，不同燒結助劑含量會對材料的燒結行為造成不同影響，并改變最終相的組成與材料性能；多元燒結助劑系統(tǒng)可以更細致地調控SiAlON陶瓷材料的微觀結構與組成。

5)在添加增強增韌相的研究中，多集中在對SiAlON陶瓷力學性能的影響上，對SiAlON陶瓷材料的高溫性能研究較少；一部分增強增韌相如WC或MoSi2等，在SiAlON基底中并不穩(wěn)定，并會強烈影響SiAlON復合材料的α/β相比和材料性能，在研究中需要進一步探討反應機理。