CN111196728B - 一种高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料及其制备方法 - Google Patents

一种高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料及其制备方法，所述氮化硅陶瓷材料的原料组成包括α‑Si3N4和烧结助剂；所述烧结助剂为稀土金属单质和碱土金属氧化物，总含量为2～12wt%；所述稀土金属单质为Y；所述碱土金属氧化物优选为MgO、CaO和BaO中的至少一种。

Description

一种高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料及其制备方法，具体涉及一种以金属Y粉和MgO作为烧结助剂通过气压烧结制备高强度、高韧性、高热导率Si3N4陶瓷材料的方法，属于无机非金属材料领域。
背景技术
近年来，可高效控制和转换电力的功率半导体器件被广泛用于工业机器人、混合动力汽车、高速铁路和航空航天等领域。另外，研究人员预计宽禁带半导体材料如碳化硅和氮化镓将逐步替代硅芯片，功率器件将朝着大电压、大电流、高功率密度方向发展。因此要求功率器件内的电路基板具有高电气绝缘和热导率。另外对一些震动比较大的机械设备：如汽车、挖掘机、高速铁路、装载机等设备上，使用的电子元件的基片除要满足散热需求外，力学性能也是重要的考核指标，高强度的散热基片是提高运行稳定性的重要保证。目前氧化铝(Al2O3)、氮化铝(AlN)等陶瓷散热基板应用较广。其中Al2O3陶瓷热导率最低，而且其力学性能差，仅能满足低端应用；AlN的导热性较好，但是其力学性能差，可靠性低，限制了其大规模应用。
氮化硅陶瓷作为一种先进结构陶瓷材料，具有高绝缘，高强度，高韧性，良好的抗热震性等优异性能。1995年，Haggerty等(J.Haggerty and A.Lightfoot Opportunitiesfor enhancing the thermal conductivities of SiC and Si3N4 ceramics throughimproved processing,p.475-487in Proceedings of the 19th Annual Conference onComposites,Advanced Ceramics,Materials,and Structures-A:Ceramic Engineeringand Science Proceedings,Volume 16,Issue 4.)人计算得出β-Si3N4晶体的理论热导率可高达320W/(m·K)。因此在综合考虑材料的热学性能和力学性能的前提下，氮化硅陶瓷是一种很有潜力的散热基板材料。
氮化硅的晶体中Si-N键为强共价键，扩散系数低，烧结难度大，因此通常采用添加金属氧化物如MgO、Y2O3、ZrO2、Al2O3等作烧结助剂通过液相烧结得到致密的陶瓷。液相烧结得到的β-Si3N4陶瓷由晶粒和少量晶界相组成，晶界相和晶粒内各种缺陷都会对声子进行散射，从而使得β-Si3N4的热导率远低于理论值。
目前研究学者一致认为晶格氧是影响氮化硅热导率的最主要负面因素，晶界相含量及分布的影响次之。而氮化硅晶格氧含量和烧结过程中液相组成有密切关系，因此研究人员采用非氧化物代替氧化物，如用MgSiN2代替MgO，用YF3、Y2Si4N6C等代替Y2O3，来调控液相组成，减少液相中氧含量，以降低氮化硅晶格中氧含量，进而提高热导率。
发明内容
为此，本发明旨在提供一种全新的制备高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料的方法，该方法以金属Y粉和MgO作为烧结助剂，通过调控液相组成，以降低氮化硅晶格中氧含量，进而提高热导率。
一方面，本发明提供了一种氮化硅陶瓷材料，所述氮化硅陶瓷材料的原料组成包括α-Si3N4和烧结助剂；所述烧结助剂为稀土金属单质和碱土金属氧化物，总含量为2～12wt％；所述稀土金属单质为Y；所述碱土金属氧化物优选为MgO、CaO和BaO中的至少一种。
在本发明中，使用金属Y作为烧结助剂，可以原位生成Y2O3，并消耗SiO2，降低液相中氧含量，阻碍氧固溶进氮化硅晶格，减少声子散射；并且使用金属Y粉作为烧结助剂，烧结体的玻璃相减少，热导率得以改善。Y单质加入后会转变为Y2O3，在形成液相后，Y3+离子作为液相网络的修饰离子，可以加快Si、N原子的传质。稀土离子半径越小形成的液相粘度越高，不利于传质，对晶粒生长有弊；于此同时离子半径小的体系中为扩散控制，对晶粒生长有利。Y3+离子在稀土离子中具有中等的离子半径，在二者的共同作用下，添加Y的体系总获得的晶粒尺寸最大，因此热导率和力学性能都较其他稀土离子体系优。
较佳的，所述烧结助剂的总含量为3～8wt％。
较佳的，所述稀土金属单质和碱土金属氧化物的质量比为1:10～10:1，优选为1:5～5:1。
较佳的，所述氮化硅陶瓷材料的热导率为78.5～122.9W/(m·K)，抗弯强度为665～1018MPa，断裂韧性为6.62～9.91MPa·m1/2。
另一方面，本发明还提供了一种上述的氮化硅陶瓷材料的制备方法，包括：
(1)按照所述氮化硅陶瓷材料的原料组成称取α-Si3N4粉体和烧结助剂并混合，得到混合粉体；
(2)将所得混合粉体压制成型后，先在800～1500℃下进行预烧结处理，再于1780～1950℃下进行烧结处理，得到所述氮化硅陶瓷材料。
在本发明中，首次选用稀土金属单质Y和碱土金属氧化物作为烧结助剂，来制备高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料。一方面，稀土金属单质Y本身作为一种无氧助剂，可以在不引入氧的前提下引入稀土Y，因此可以降低氮化硅陶瓷中的玻璃相含量，热导率得以提升。另一方面，添加的稀土金属单质Y和氮化硅粉体表面的SiO2在预烧结处理时在较低温度下发生反应，消耗SiO2，并原位生成Y2O3(Y+SiO2→Y2O3+SiO(g)；Y+SiO2→Y2O3+Si)。生成的Y2O3和MgO可以在较低的温度下形成低氧含量的共熔液相(Y2O3+MgO+SiO2+α-Si3N4→β-Si3N4+Y-Si-Mg-O-N(液相))，阻碍氧固溶进氮化硅晶格，降低晶格氧含量，并且通过溶解-析出机制促进晶粒生长，有利于提高热导率。其中，Y2O3和MgO的大量液相形成于烧结处理时(1500℃以上)，预烧结时可能有少量液相形成。
较佳的，所述混合的方式包括：采用真空球磨罐湿法球磨后，再经旋转蒸发干燥或真空干燥，得到混合粉体；所述真空球磨罐中的球磨氛围为真空气氛、惰性气氛、或氮气气氛。采用上述混合方式的目的是为了防止球磨过程或者烘干过程时Y粉的氧化。
较佳的，所述压制成型的方式为干压成型或/和等静压处理，优选为先干压成型后等静压处理；所述干压成型的压力为10～50MPa，所述等静压处理的压力为100～300MPa。优选地，等静压处理可为冷等静压处理。
较佳的，所述预烧结处理的气氛为真空气氛、氮气气氛、或惰性气氛，所述惰性气氛为氩气气氛；所述预烧结处理的时间为1～8小时。
较佳的，所述烧结处理的方式为气压烧结、热压烧结、放电等离子烧结、热等静压烧结、或无压烧结；所述烧结处理的时间≥2小时；优选地，所述气压烧结的气氛为氮气，气压≥1MPa。其中，气压烧结时高的N2压力可以避免高温下(1780℃以上)氮化硅的分解，提高了烧结活性，有利于致密化及晶粒生长。
较佳的，所述烧结处理的升温速率为1～15℃/分钟。
较佳的，在烧结处理完成之后，先以≤20℃/分钟的降温速率冷却至800～1200℃，然后随炉冷却至室温。
有益效果：
本发明中，使用稀土金属单质Y作为烧结助剂，稀土金属单质Y作为一种无氧助剂，减少了氧的引入，可以降低最终烧结体中的玻璃相含量，烧结体中低热导的玻璃相体积分数下降，因此热导率得以提升；
本发明中，添加的稀土金属单质Y和α-Si3N4粉体表面的SiO2发生反应生成Y2O3，生成的Y2O3与辅烧结助剂MgO形成共熔液相，通过溶解析出机制促进氮化硅的烧结。此反应促进了SiO2的移除，阻碍氧以SiO2的形式固溶进β-Si3N4中晶格，减少了氮化硅晶格中缺陷，从而提高热导率；
本发明中，所得氮化硅陶瓷材料的热导率、抗弯强度和断裂韧性都得以改善。其热导率可达122.9W·m-1·K-1，强度可达1018MPa，韧性可达9.91MPa1/2以上，可满足氮化硅陶瓷在高密度电路和大功率半导体器件领域的应用需求。
附图说明
图1为氮化硅陶瓷材料的制备过程中Y粉的作用示意图；
图2为实施例3所制得的氮化硅陶瓷材料的抛光面微观形貌图。
具体实施方式
以下通过下述实施方式进一步说明本发明，应理解，下述实施方式仅用于说明本发明，而非限制本发明。
在本公开中，首次选用稀土金属单质Y(形态为金属Y粉)和碱土金属氧化物作为烧结助剂，来制备高强度、高韧性、高热导率氮化硅陶瓷材料。其中，金属Y粉作为一种无氧助剂，可以在不引入氧的前提下引入稀土Y，因此可以降低氮化硅陶瓷中的玻璃相含量，热导率得以提升。另一方面添加的金属Y粉和氮化硅粉体表面的SiO2在预烧结处理时在较低温度下发生反应，将SiO2还原成SiO(g)或Si将SiO2移除，同时反应生成Y2O3。生成的Y2O3和MgO可以在较低的温度下形成低氧含量的共熔液相，阻碍氧固溶进氮化硅晶格，降低晶格氧含量，并且通过溶解-析出机制促进晶粒生长，有利于提高热导率。在可选的实施方式中，碱土金属氧化物可为MgO、CaO、BaO等。
以碱土金属氧化物为MgO时，以下示例性地说明本发明提供的氮化硅陶瓷材料的制备方法。
将α-Si3N4粉体和烧结助剂混合均匀，得到混合粉体。例如，混料时，可采用真空球磨罐湿法球磨，控制球磨罐内氛围可以为真空或充Ar、N2，得到的浆料。将所得浆料采用旋转蒸发干燥或者真空干燥后，再经过筛，得到混合粉体。烧结助剂包括金属Y粉和MgO粉体。由于预烧结处理时，Y粉和α-Si3N4粉体表面的SiO2发生反应原位生成Y2O3，生成的Y2O3与MgO在后续升温过程中形成低粘度液相，促进氮化硅的烧结。其中，α-Si3N4粉体的粒径可为0.1～2μm，氧含量＜2wt％；金属Y粉的粒径可为0.1～20.0μm；MgO粉体的粒径可为10nm～5μm。
在可选的实施方式中，α-Si3N4粉体与所述烧结助剂的比例为88wt％:12wt％～98wt％:2wt％，优选(92wt％:8wt％)～(97wt％:3wt％)，各组分比例之和为100％。烧结助剂添加量过少，不能完全移除α-Si3N4粉体表面的SiO2，且不能形成足够量的低粘度液相，样品难以致密化；烧结助剂添加量过多会增加低热导晶界相含量，影响热导率。
在可选的实施方式中，金属Y粉和MgO的质量比可以为(1:10)～(10:1)，优选(1:5)～(5:1)。当金属Y粉和MgO的质量比为(1:5)～(5:1)时，可以最大程度上与α-Si3N4粉体表面的SiO2发生反应，并且金属Y粉与SiO2反应生成的Y2O3与MgO在后续升温过程中形成低共熔液相，通过溶解析出机制促进β-Si3N4晶粒的生长。
作为一个混合粉体的制备示例，包括：将α-Si3N4粉体和烧结助剂混合，经过球磨、烘干、过筛工序，得到混合均匀的粉体。球磨可以采用真空球磨罐湿法球磨，球磨罐内氛围可以为真空或充Ar、N2，湿法球磨以酒精为溶剂，料：溶剂比例可以为(1：1)～(3:1)，料：球比例可以为(1:1)～(5:1)，球磨转数为200～500rpm，球磨时间为4～20h。烘干可采用旋转蒸发干燥或者真空干燥等方式进行，整个烘干过程可在真空、Ar、N2等保护气氛中进行。其中，烘干的温度可为50℃～100℃，烘干的时间可为8～24h。过筛的目数可为60～300目。
将混合粉体压制成型，制得坯体。压制成型可以包括压成型或/和等静压处理，优选依次进行干压成型和等静压处理，其中，干压成型的压力可以为10～50MPa。等静压处理的压力可为100～300MPa。在一个优选方案中，等静压处理采用冷等静压处理。
将坯体在800～1500℃下进行预烧结处理。其中预烧结处理的保温时间可为1～8小时。预烧结处理时可以在氮气气氛、惰性气氛或真空环境下进行。其中，预烧结处理的温度优选为1000～1500℃，进一步优选为1200～1400℃。高的预烧结处理温度可以加快金属Y粉和α-Si3N4粉体表面的SiO2反应速率。优选保温时间为2～8小时，通过延长保温时间可以保证金属Y粉和α-Si3N4粉体表面的SiO2反应完全。预烧结处理时可以优选在N2或者Ar下进行。
将预烧结处理后的坯体在1780～1950℃进行烧结处理。烧结处理的时间可为2小时以上。所述烧结处理优选为气压烧结。气压烧结的气氛可为N2气氛。可以加压氮气气氛下进行气压烧结，加压的压力可以为1～10MPa。作为一个气压烧结的工艺条件可以包括：以N2为烧结气氛，在气压为1～10MPa的条件下，以1～15℃/min的速率升温至1780～1950℃，并保温2小时以上。高的氮气气压确保1780℃以上氮化硅不会分解。氮化硅在1780℃以上具有更高的烧结活性，有利于晶粒的生长发育。优选升温速率为3～10℃/min。优选烧结温度为1850～1900℃，时间优选为2～12小时。
在烧结处理结束之后，冷却至室温，得到高热导率氮化硅陶瓷。进一步优选，可以在烧结处理结束后，先以≤20℃的降温速率(优选1～15℃/min)冷却至800～1200℃(优选1000℃)，然后随炉冷却至室温。
应注意，虽然上述采用MgO作为示例来说明氮化硅陶瓷材料的制备过程，但是BaO、CaO等其他碱土金属氧化物同样适用上述制备过程。
根据氮化硅陶瓷烧结机理以及文献报道可知，采用提高气压压力和烧结温度、延长保温时间以及减缓降温速率的方法，可以进一步提高热导率，显然本发明不应局限于该气压压力烧结温度段、保温时间以及降温速率；同样，本发明也不应局限于气压烧结，采用广泛应用的无压烧结、热压烧结、热等静压烧结或者放电等离子体烧结后热处理的方法也可以得到预期的效果。
在本发明中，采用Ahimedes法测定试样的体积密度；Si3N4陶瓷材料的热导率由如下公式计算得到：k＝Cp·ρ·α；式中ρ为试样的体积密度，单位为g·cm-3，α为热扩散系数，单位为cm2·s-1，使用Netzsch LFA 467测得，Cp为氮化硅陶瓷材料的热容，此值随成分和显微结构变化非常小，可以视为常量，本发明中采用0.67J·(g·K)-1。所得氮化硅陶瓷材料的热导率可为78.5～122.9W/(m·K)。
在本发明中，采用三点弯曲法，使用Instron-5566万能材料试验机测定Si3N4陶瓷材料的抗弯强度，跨距为30mm，加载速率为0.5mm·min-1，每个数据点测试6根试条，然后取其平均值。所得氮化硅陶瓷材料的抗弯强度可为665～1018MPa。
在本发明中，断裂韧性采用单边切口梁法(SENB)测定，样品加工为3.0×6.0×30.0mm的尺寸，开槽宽约0.25mm、槽深约3mm，采用三点弯曲法在万能材料试验机(Instron-5566,Instron Co.Ltd.,USA)上测试样品的断裂韧性。测试跨距为24.0mm，加载速率为0.05mm/min，每种样品选取6根试样进行测量，求平均值和标准偏差。所得氮化硅陶瓷材料的断裂韧性可为6.62～9.91MPa·m1/2。
下面进一步例举实施例以详细说明本发明。同样应理解，以下实施例只用于对本发明进行进一步说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容作出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。下述示例具体的工艺参数等也仅是合适范围中的一个示例，即本领域技术人员可以通过本文的说明做合适的范围内选择，而并非要限定于下文示例的具体数值。
实施例1
以0.5wt％Y及1.5wt％MgO作为烧结助剂，与98wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在20MPa压力下干压成型，再在250MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于800℃预烧结4h；然后将预烧结后的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为10℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例1制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为95.2W/(m·K)，三点抗弯强度为713±21MPa，断裂韧性为9.91±0.19MPa·m1/2。
实施例2
以2.5wt％Y及1.5wt％MgO作为烧结助剂，与96wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1400℃预烧结6h；然后将预烧结后的坯体于1850℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1000℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例2制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为87.6W/(m·K)，三点抗弯强度为1018±29MPa，断裂韧性为8.51±0.21MPa·m1/2。
实施例3
以2wt％Y及2wt％MgO作为烧结助剂，与96wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在20MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1300℃预烧结8h；然后将预烧结后的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为2MPa，保温时间为12h；烧结结束后，以5℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例3制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为122.9W/(m·K)，三点抗弯强度为716±20MPa，断裂韧性为9.26±0.07MPa·m1/2。本实施例烧结得到的氮化硅陶瓷材料的断面围观形貌如图2所示，呈现出大晶粒分布于小晶粒基体中的双峰形貌，充分发育的大晶粒尺寸在10μm以上，晶界相含量较少，有利于热导率的提升。
实施例4
以3wt％Y及2wt％MgO作为烧结助剂，与95wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在20MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1200℃预烧结4h；然后将预烧结后的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为10℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为12h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1000℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例4制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为115.3W/(m·K)，三点抗弯强度为750±28MPa，断裂韧性为8.8±0.4MPa·m1/2。
实施例5
以3wt％Y及2wt％MgO作为烧结助剂，与95wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1500℃预烧结2h；然后将预烧结后的坯体于1850℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为2h；烧结结束后，以5℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例5制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为88.7W/(m·K)，三点抗弯强度为900±27MPa，断裂韧性为8.27±0.19MPa·m1/2。
实施例6
以4wt％Y及3wt％MgO作为烧结助剂，与93wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在20MPa压力下干压成型，再在280MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1000℃预烧结6h；然后将预烧结后的坯体于1800℃气压烧结，其中升温速率为10℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以15℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例6制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为82.3W/(m·K)，三点抗弯强度为910±36MPa，断裂韧性为6.62±0.31MPa·m1/2。
实施例7
以5wt％Y及5wt％MgO作为烧结助剂，与90wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在40MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1100℃预烧结2h；然后将预烧结后的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为3MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1100℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例7制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为104.5W/(m·K)，三点抗弯强度为790±24MPa，断裂韧性为7.89±0.21MPa·m1/2。
实施例8
以7wt％Y及3wt％MgO作为烧结助剂，与90wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1400℃预烧结2h；然后将预烧结后的坯体于1850℃气压烧结，其中升温速率为3℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例7制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为85.4W/(m·K)，三点抗弯强度为665±18MPa，断裂韧性为7.45±0.11MPa·m1/2。
实施例9
以9wt％Y及2wt％MgO作为烧结助剂，与89wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在250MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1100℃预烧结6h；然后将预烧结后的坯体于1850℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为2MPa，保温时间为4h；烧结结束后，以15℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例9制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为80.6W/(m·K)，三点抗弯强度为901±15MPa，断裂韧性为7.45±0.11MPa·m1/2。
实施例10
以1wt％Y及10wt％MgO作为烧结助剂，与89wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在40MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体放入BN坩埚中，在Ar气氛下于1400℃预烧结2h；然后将预烧结后的坯体于1800℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为2MPa，保温时间为2h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本实施例10制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为78.5W/(m·K)，三点抗弯强度为852±24MPa，断裂韧性为7.89±0.27MPa·m1/2。
实施例11
参照实施例4的工艺流程制备氮化硅陶瓷材料，区别仅在于：碱土金属氧化物为CaO。
由本实施例12制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为106.8W/(m·K)，三点抗弯强度为786±35MPa，断裂韧性为8.67±0.26MPa·m1/2。
实施例12
参照实施例7的工艺流程制备氮化硅陶瓷材料，区别仅在于：碱土金属氧化物为BaO。
由本实施例13制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为93.1W/(m·K)，三点抗弯强度为753±37MPa，断裂韧性为8.02±0.29MPa·m1/2。
对比例1
以3wt％Y2O3及2wt％MgO作为烧结助剂，与95wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为12h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本对比例1制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为98W/(m·K)，三点抗弯强度为687±21MPa，断裂韧性为8.44±0.17MPa·m1/2。
对比例2
以5wt％MgO作为烧结助剂，与95wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；将得到的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为12h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本对比例2制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为58.7W/(m·K)，三点抗弯强度为452±31MPa，断裂韧性为5.34±0.23MPa·m1/2。
对比例3
以5wt％Y作为烧结助剂，与95wt％的α-Si3N4粉体通过球磨混合，烘干后过筛，得到均匀混合的粉体；然后在30MPa压力下干压成型，再在300MPa压力下进行冷等静压处理；在Ar气氛下于1300℃预烧结8h；将得到的坯体于1900℃气压烧结，其中升温速率为5℃/min，N2压力为1MPa，保温时间为12h；烧结结束后，以10℃/min的降温速率冷却至1200℃，然后随炉冷却至室温。
由本对比例3制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为60.8W/(m·K)，三点抗弯强度为489±15MPa，断裂韧性为6.01±0.19MPa·m1/2。
对比例4
参照实施例4的工艺流程制备氮化硅陶瓷材料，区别仅在于：不加入任何烧结助剂。
由本对比例4制得的氮化硅陶瓷材料的热导率为30.2W/(m·K)，三点抗弯强度为203±52MPa，断裂韧性为4.02±0.11MPa·m1/2。
表1为实施例1-12和对比例1-4制备的氮化硅陶瓷材料的原料组成及性能参数：
Figure BDA0002281262690000101
Figure BDA0002281262690000111
。
从上述表1可以看出，本发明通过使用Y和MgO作为烧结助剂，采用气压烧结的方式，可以获得高强度、高韧性、高热导率的氮化硅陶瓷。例如，比较对比例1、实施例3-4，在采用相同或相近的工艺的基础上，可以发现使用Y粉代替Y2O3作为烧结助剂时，实施例3-4所得氮化硅陶瓷材料的热导率得到了明显改善，且力学性能也有所提升。
最后有必要在此说明的是：以上实施例只用于对本发明的技术方案作进一步详细地说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容做出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述氮化硅陶瓷材料的原料组成包括α-Si3N4和烧结助剂；所述烧结助剂为稀土金属单质和碱土金属氧化物，总含量为2～12wt%；所述稀土金属单质为Y；所述碱土金属氧化物为MgO、CaO和BaO中的至少一种；所述稀土金属单质和碱土金属氧化物的质量比为1:10～10:1；
所述的氮化硅陶瓷材料的制备方法包括：
（1）按照所述氮化硅陶瓷材料的原料组成称取α-Si3N4粉体和烧结助剂并混合，得到混合粉体；
（2）将所得混合粉体压制成型后，先在800～1500℃下进行预烧结处理1～8小时，再于1780～1950℃下进行烧结处理，得到所述氮化硅陶瓷材料；所述烧结处理的方式为气压烧结，所述气压烧结的气氛为氮气，气压≥1MPa；
所述氮化硅陶瓷材料的热导率为78.5～122.9 W/(m·K)，抗弯强度为665～1018 MPa，断裂韧性为6.62～9.91 MPa·m1/2。
2.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述烧结助剂的总含量为3～8wt%。
3.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述稀土金属单质和碱土金属氧化物的质量比为1:5～5:1。
4.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述混合的方式为采用真空球磨罐湿法球磨后，再经旋转蒸发干燥或真空干燥，得到混合粉体；所述真空球磨罐中的球磨氛围为真空气氛、惰性气氛、或氮气气氛。
5.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述压制成型的方式为干压成型或/和等静压处理；所述干压成型的压力为10～50MPa，所述等静压处理的压力为100～300MPa。
6.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述预烧结处理的气氛为真空气氛、氮气气氛、或惰性气氛，所述惰性气氛为氩气气氛。
7.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述烧结处理的时间≥2小时。
8.根据权利要求1所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，所述烧结处理的升温速率为1～15℃/分钟。
9.根据权利要求1-8中任一项所述的氮化硅陶瓷材料，其特征在于，在烧结处理完成之后，先以≤20℃/分钟的降温速率冷却至800～1200℃，然后随炉冷却至室温。
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