郭伟明，古尚贤，苏国康，李景曦，林华泰，伍尚华

广东工业大学 机电工程学院，广州510006



导电Si3N4基复相陶瓷研究进展

郭伟明，古尚贤，苏国康，李景曦，林华泰，伍尚华

广东工业大学 机电工程学院，广州510006

摘 要：Si3N4陶瓷具有优异的力学性能和导热性能，然而其固有的高硬度和脆性极大地限制了其加工性能。通过添加导电相改善Si3N4陶瓷的导电性能可实现对Si3N4陶瓷的电火花加工。添加的导电相主要包括钛基化合物 （TiN、TiC、TiCN、TiB2）、锆基化合物 （ZrB2、ZrN） 和MoSi2等导电陶瓷以及碳纳米管（CNT）、碳纳米纤维 （CNF）、石墨烯纳米片 （GNP） 等导电碳基纳米材料。本论文详细回顾了Si3N4基导电陶瓷的研究进展，并对今后Si3N4基导电陶瓷的发展趋势进行了展望。

关键词：Si3N4基陶瓷；导电陶瓷；碳基纳米材料

Si3N4陶瓷具有低密度、低热膨胀系数、高硬度、高耐磨、高强度、高导热、优异的抗热震和抗氧化性能等特性，是一种理想的结构陶瓷材料，广泛用于航空航天、机械工业、装甲等领域。此外，其优异的力学性能和高导热特性使其成为理想的散热材料，成功应用于大功率LED和IGBT散热基板等领域。

由于固有的高硬度和脆性，Si3N4陶瓷传统加工采用金刚石工具进行磨削和切割，加工效率和加工精度低，加工成本高，可靠性差，难以加工形状复杂的零部件。通过在Si3N4陶瓷中引入导电相，可以使其具有良好的导电性能，实现电火花加工，进而改善Si3N4陶瓷的加工性能，尤其是复杂形状的加工能力。图1为由Si3N4-TiN复相陶瓷制成的涡轮机叶片，其复杂的三维几何形状就是基于复相陶瓷的导电性、通过电火花铣削加工实现制备的［1］。

自上世纪80年代起，国内外科研工作者开始在Si3N4基体中引入钛基化合物 （TiN、TiC、TiCN、TiB2等）、锆基化合物 （ZrN、ZrC、ZrB2等） 或MoSi2等导电陶瓷相作为第二相，制备Si3N4基导电陶瓷，实现电火花加工。大量研究表明，上述导电陶瓷相不仅能改善Si3N4陶瓷的导电性能，还能显著改善其力学性能。进入21世纪后，随着以碳纳米管 （Carbon Nanotubes，CNT）、碳纳米纤维 （Carbon Nanofibers，CNF）、石墨烯纳米片 （Graphene Nanoplates，GNP） 等为代表的一批高电导、高热导的高性能碳基纳米材料的开发，科研工作者陆续将碳基纳米材料作为导电相加入到Si3N4陶瓷中，改善其导电性能。与陶瓷导电相相比，由于碳基纳米材料的纳米尺度特征，可以在较低添加量下显著提升Si3N4陶瓷的电导率。

本论文从上述导电相材料角度出发，详细回顾Si3N4基导电陶瓷的研究进展。

图1　电火花铣削加工的Si3N4-TiN复相陶瓷的涡轮机叶片Figure 1 Gas turbine Si3N4-TiN ceramics impeller by milling EDM［1］

1　以钛基化合物为导电相的Si3N4基复相陶瓷

1.1Si3N4-TiN复相陶瓷

TiN具有高熔点、高硬度、高温化学稳定性及优良的导热性能和导电性能。Si3N4-TiN是Si3N4基导电陶瓷中研究最为广泛和全面的体系，从制备、性能评价到电火花加工都得到了较为深入的研究［1-18］。

Yasutomi等［2］以Si和TiN为原料，通过反应烧结获得了Si3N4-TiN导电复相陶瓷。当TiN含量从20 vol%增加到70 vol%，Si3N4-TiN的电阻率从22 Ω·cm降低到2.6 × 10-3Ω·cm。Ahmad等［3］以70 wt% Si3N4和30 wt% Ti为原料，通过SPS烧结，在较低温度 （1250°C） 下即获得了致密的Si3N4-TiN复相陶瓷，电阻率仅为6.3 × 10-3Ω·cm。以微米级TiN为导电相时，为了使Si3N4具有良好导电性能，引入的TiN体积分数通常需要在30 vol%以上。例如，Liu等［4］以3.5 µm粒径的TiN为原料，TiN体积分数需要高达30 vol%以上，Si3N4-TiN电阻率才降至6.8 × 10-2Ω·cm，适合电火花加工；TiN体积含量增加到40 vol%时，电阻率可以进一步降低到1.25 × 10-3Ω·cm，使得Si3N4-TiN复相陶瓷具有更好的电火花加工性能和良好的表面加工质量。

由于TiN易氧化，高含量的TiN虽然可以改善Si3N4的电火花加工性能，但同时也有可能降低Si3N4陶瓷的其它性能，例如抗氧化性能［5，6］。因此，在保证良好导电性能的基础上需要尽可能降低TiN的含量。通过化学法原位引入纳米TiO2，随后通过高温NH3氮化并结合高温烧结获得含纳米TiN均匀分布的Si3N4基导电陶瓷，可以降低TiN含量［7-10］。Kawano等［7］以TiCl4为原料，通过化学原位合成并结合高温NH3氮化和SPS烧结，获得了表面包覆纳米TiN的Si3N4基导电陶瓷；借助于这一工艺，添加25 vol% TiN时即可以形成如图2 （a） 所示的连续的TiN网络结构，电阻率降低至4 × 10-4Ω·cm。而利用传统的机械混合，不管TiN是微米级还是纳米级，当TiN添加量为25 vol%时均不能形成连续网络结构，见图2 （b） 和 （c）。Kawano等［8］还进一步发现，以Ti（O-i-C3H7）4溶液为原料，可以进一步减少纳米TiN粒子的团聚，引入17.5 vol% TiN时电导率为 ～ 10-3Ω·cm，已适合电火花加工。［1］

图2　Si3N4-TiN复相导电陶瓷的显微结构：（a） 化学原位合成；（b） 微米TiN机械混合法；（c） 纳米TiN机械混合［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复相陶瓷

TiC具有高熔点、高电导率以及优异的高温力学性能 （包括硬度和强度）。添加TiC作为第二相可以有效改善Si3N4陶瓷的断裂韧性和导电性能［19-24］。然而，在高温下TiC会与Si3N4发生高温化学反应。Huang等［19］研究了在氩气和氮气气氛下1800°C热压烧结Si3N4-TiC复相陶瓷的高温化学反应。研究表明，在氩气和氮气气氛下均可以观察到TiC1-xNx和SiC相。这表明TiC1-xNx中的氮主要来源于Si3N4的分解。因此，Si3N4-TiC复相陶瓷的高温化学反应主要为：

图3　热压烧结Si3N4-TiC复相陶瓷的显微结构［19］Figure 3 Microstructure of hot-pressed Si3N4-TiC ceramics［19］

图3为在1800°C热压烧结Si3N4-TiC复相陶瓷的显微结构。从图中可以看出，经1800°C高温烧结后，除了亮白色TiC相和灰黑色Si3N4基体相，还可以观察到灰色TiC1-xNx相和黑色SiC相，进一步证实了反应 （1） 的进行。

Izhevskyi等［20］详细研究了氩气气氛不同温度下Si3N4-TiC的化学反应。当热处理温度在1500°C时已经可以观察到明显的TiC1-xNx和SiC相，这表明反应 （1） 在1500°C即开始发生。随着温度的提高，TiC1-xNx和SiC的含量逐渐增加，当温度达到1700°C时TiC相已经完全消失。此外，随着烧结温度的提高，不仅反应 （1） 逐渐加快，而且形成的TiC1-xNx中的x数值也逐渐增大。例如，Si3N4-TiC 经1700°C热压烧结后，形成的物相为TiC0.7N0.3和SiC［21］；当热压烧结温度增加到1800°C时，形成的物相则为TiC0.5N0.5和SiC［18］。

古尚贤等［18］详细研究了Si3N4- 30 vol% TiC （STC1） 和Si3N4- 40 vol% TiC （SCT2） 的制备与导电性能。经1800°C热压烧结后，TiC与Si3N4发生高温反应形成TiC0.5N0.5和SiC。高温化学反应的发生显著改变了复相陶瓷的组分，形成的TiC0.5N0.5含量与反应前的TiC含量接近，而Si3N4含量显著降低，并新形成16 vol% ～ 20 vol%的SiC，反应后获得的复相陶瓷仍具有良好的导电性能，STC1 和STC2的电阻率分别为2.7 × 10-3Ω·cm和6.2 × 10-4Ω·cm。氮化硅含量的降低和电阻率的降低均有利于在电火花加工后获得更加平滑的加工表面。

Lee等［22］研究了纳米TiC （实际组成为TiC0.72O0.17N0.11） 对SPS烧结的Si3N4基复相陶瓷显微结构的影响。显微结构如图4所示。由于焦耳热的影响，添加5 wt% TiC0.72O0.17N0.11导致了显微结构的粗化。当TiC0.72O0.17N0.11含量为10 wt% ～ 20 wt%时，钉扎效应显著抑制了Si3N4晶粒的生长，从而获得了Si3N4基纳米复相陶瓷，Si3N4- 20wt% TiC0.72O0.17N0.11电阻率为3.13 × 102Ω·cm。

图4　Si3N4-TiC复相陶瓷显微结构: （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复相陶瓷

与TiC相比，TiCN具有更优异的高温稳定性。以Si3N4和TiC0.5N0.5为原料，在1800°C热压烧结后，XRD分析表明物相仍为Si3N4和TiC0.5N0.5相［25］。当然，进一步增加烧结温度也可能导致TiC0.5N0.5发生转变。例如，经1990°C气压烧结后，TiC0.7N0.3或者TiC0.5N0.5均转化为TiC0.3N0.7［26］。

Jiang等［27］发现，与TiC相比，TiCN的加入可以抑制α-Si3N4到β-Si3N4的相转变，且TiCN粒径的降低可进一步抑制相变。此外，纳米TiCN的加入还显著改善了Si3N4陶瓷的硬度。当TiC0.5N0.5添加量超过30 vol%，复相陶瓷电阻率低于4.5 × 10Ω·m，可以有效实现电火花加工。电火花加工研究表明，随着TiCN含量的增加，材料去除速率逐渐降低，但表面加工品质逐渐提高［28］。古尚贤等［25］研究了Si3N4-TiC0.5N0.5复相陶瓷的制备与导电性能，发现TiC0.5N0.5的添加虽然改善了材料的硬度，但却降低了抗弯强度；当体积含量达到25 vol%时，电阻率为5.7 × 10-2Ω·cm。

1.4Si3N4-TiB2复相陶瓷

TiB2具有相对高的熔点、弹性模量、硬度、热膨胀系数和热导率等性能，过去常被用作为第二相改善SiC或Al2O3陶瓷的断裂韧性。大量研究显示，TiB2作为第二相也可以显著改善Si3N4陶瓷的硬度、断裂韧性、耐磨性能和导电性能［29-34］。然而，关于Si3N4-TiB2研究的大部分文献都涉及到了一个不可回避的问题，即Si3N4与TiB2之间的化学反应。在Si3N4-TiB2复相陶瓷中，除了Si3N4和TiB2相，还检测到TiN、BN等新相。例如，Shew等［29］研究了Si3N4与TiB2之间的化学反应，发现TiB2与N2在高温下反应会生成TiN和BN：

其中，反应 （2） 中的N2来源于环境气氛或者Si3N4的高温分解：

随着温度的升高，Si3N4-TiB2复相陶瓷的化学反应越严重，TiB2含量降低，TiN含量提高。除了烧结温度，Si3N4与TiB2之间的高温化学反应还强烈依赖于烧结气氛和压力。与氩气气氛相比，氮气气氛会加速化学反应。另外，随着氮气压力的提高，Si3N4与TiB2之间的高温化学反应也越来越严重。Si3N4与TiB2之间化学反应的发生将阻碍致其密化，甚至降低力学性能。因此，为了获得高性能致密的Si3N4-TiB2复相陶瓷，需尽量首先抑制其化学反应的发生。

为了避免高温反应，Jones等［32］发展了新的热压工艺来制备Si3N4-TiB2复相陶瓷。首先，在较低温度下采用氩气环境阻止反应 （2） 的发生，避免TiN和BN的形成。随着致密化的进行，当气孔全部转化为闭气孔时，将气氛从氩气转换为氮气以避免Si3N4基体的高温分解。最终，他们获得了致密的Si3N4-TiB2复相陶瓷。通过该热压工艺制备的Si3N4- 40 vol% TiB2复相陶瓷电阻率仅为1.16 × 10-4Ω·cm，可以进行电火花加工；加工后的材料具有较好的表面光洁度，没有明显的亚表面损伤［31］。

2　以锆基化合物为导电相的Si3N4基复相陶瓷

2.1Si3N4-ZrB2复相陶瓷

作为超高温陶瓷家族的成员之一，ZrB2具有高熔点、低密度、高强度、高电导和高热导等性能。最初主要是将Si3N4作为第二相添加到ZrB2陶瓷以改善其致密化、力学性能和抗氧化性能［35-37］。例如，在1500°C通过热压烧结制备的ZrB2- 13 wt% Si3N4复相陶瓷室温强度接近1 GPa［37］。最近，已开始将ZrB2作为第二相添加到Si3N4陶瓷中以期改善其导电性能［38，39］。

与Si3N4-TiB2复相陶瓷类似，Si3N4-ZrB2复相陶瓷中也存在高温反应问题。Guo等［38］研究了在氮气和氩气气氛下热压烧结的Si3N4-ZrB2复相陶瓷在1500°C ～ 1700°C下的化学反应。图5给出了在1500°C ～ 1700°C氮气气氛下热压烧结得到的Si3N4-ZrB2复相陶瓷XRD图谱。在1500°C烧结时，主相为α-Si3N4和ZrB2，并形成次级相ZrN。当热压温度提高到1600°C时，主相变化为β-Si3N4，而α-Si3N4相和ZrB2相变得非常微弱，ZrN相强度显著增加，此外还形成了新的ZrSi2和BN相。经1700°C热压烧结后，α-Si3N4和ZrB2完全消失，ZrSi2相也消失，形成了新的SiC相。图6为在1500°C和1600°C氩气气氛下热压烧结得到的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD图谱。在1500°C烧结时仅有α-Si3N4和ZrB2相；当热压温度提高到1600oC，除了残留的微弱α-Si3N4和ZrB2相，还观察到了β-Si3N4、ZrN、BN、ZrSi2和Si相。这些研究表明，Si3N4和ZrB2之间存在高温化学反应，产物包括ZrN、BN、ZrSi2、SiC或Si，具体产物的组分依赖于气氛和热压温度。在1500°C氩气气氛下可以获得未反应的Si3N4-ZrB2复相陶瓷。

图5　在1500°C ～ 1700°C氮气气氛下热压烧结的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD图谱［38］Figure 5 XRD patterns of Si3N4-ZrB2prepared by hot-pressing at 1500°C ～ 1700°C in N2［38］

图6　在1500°C和1600°C氩气气氛下热压烧结的Si3N4-ZrB2陶瓷XRD图谱［38］Figure 6 XRD patterns of Si3N4-ZrB2prepared by hot-pressing at 1500°C and 1600°C in Ar［38］

2.2Si3N4-ZrN 复相陶瓷

ZrN具有高熔点、高热导、良好的导电性和化学稳定性能。王崇民等［40］以Si3N4和ZrO2为原料，通过反应烧结获得了Si3N4-ZrN复相导电陶瓷。Ma等［41］以ZrSiO4和碳黑为原料，在1500°C氮气条件下通过碳热还原和氮化工艺获得了ZrN-Si3N4复合粉体：

在ZrSiO4和碳为原料的研究基础上，Yin等［42］还添加了SiO2原料，在氮气条件下通过下面的反应来增加ZrN-Si3N4复合粉体中Si3N4含量：

以上研究并未涉及导电性能。Ade等［43］以ZrSi2为原料，在氮气气氛通过反应烧结获得了致密的接近零收缩的ZrN-Si3N4导电复相陶瓷：

图7　在1700°C不同气氛下热压烧结Si3N4-MoSi2复相陶瓷的XRD图谱［46］Figure 7 XRD patterns of Si3N4-MoSi2ceramics prepared by hot-pressing at 1700°C in different atmospheres［46］

3　Si3N4-MoSi2导电复相陶瓷

MoSi2具有高熔点、高导电性和优异的高温抗氧化性能。以MoSi2作为第二相添加到Si3N4陶瓷中可以改善其导电性能［44-49］。然而，烧结气氛严重影响Si3N4-MoSi2复相陶瓷的电导率。图7为在1700°C不同气氛下热压烧结Si3N4-MoSi2复相陶瓷的XRD图谱［46］。从图中可以看到，当烧结气氛为氩气时，热压烧结样品的物相仍为Si3N4和MoSi2相。然而当烧结气氛转为氮气时，有新相Mo5Si3生成。这是因为在氮气气氛下MoSi2可以发生氮化：

虽然反应生成的Mo5Si3具有良好的导电性，但反应 （7） 的发生会导致导电相的体积分数显著降低。计算表明，30 vol% ～ 40 vol% MoSi2完全氮化后生成的Mo5Si3体积分数降低到15 vol% ～ 20 vol%。因此，Manukyan等［47］研究发现在1700°C氮气气氛中热压烧结的 Si3N4- （30～40） vol% MoSi2陶瓷电导率较低，仅为10-8Ω-1·cm-1～ 10-5Ω-1·cm-1。Liu等［45］研究表明，在氮气条件下，MoSi2添加量需要达到50 vol%时，所制备的材料才具有较高的电导率；而在氩气条件下MoSi2含量仅需达到30 vol%，制备的Si3N4-MoSi2复相陶瓷就具有良好的导电性能。

图8　在1700°C不同气氛下热压烧结的Si3N4-MoSi2复相陶瓷显微结构：（a） 氮气；（b） 氩气［47］Figure 8 Microstructures of Si3N4-MoSi2ceramics prepared by hot-pressing at 1700°C in （a） N2and （b） Ar［47］

烧结气氛不仅影响Si3N4-MoSi2复相陶瓷的热稳定性和电导率，还影响Si3N4晶粒形貌。图8为在1700°C不同气氛热压烧结的Si3N4-MoSi2复相陶瓷显微结构［47］。从图中可以看到，在氮气气氛下，Si3N4晶粒为双峰分布，而在氩气气氛下晶粒呈等轴形状。虽然，氩气气氛可以抑制MoSi2的氮化，但是可能导致Si3N4的高温分解。因此，采用低温致密化助剂结合氩气气氛，有望获得高致密高性能的Si3N4-MoSi2复相陶瓷。

当MoSi2含量未达到渗流浓度时，即使增加MoSi2含量，Si3N4-MoSi2复相陶瓷也基本为绝缘体。当MoSi2含量达到渗流浓度时，Si3N4-MoSi2陶瓷电导率显著跃升，成为了良好的导体。除了MoSi2的含量，Yamada等［44］研究发现，Si3N4晶粒尺寸和MoSi2晶粒尺寸的比值也显著影响电导率。当Si3N4晶粒尺寸和MoSi2晶粒尺寸的比值从3:1增加到10:1时，Si3N4- 30 vol% MoSi2从绝缘体变成了良好的导体。Guo等［46］研究发现，即使保持氮化硅晶粒不变，当MoSi2晶粒从1.95 μm减小到1.08 μm，MoSi2的渗流浓度从32 vol%降低到27 vol%。

MoSi2不仅显著提高了Si3N4的导电性，而且还同步改善了高温抗氧化性能和断裂韧性［50-53］。然而，Si3N4-MoSi2氧化后电导率降低。例如，Medri等［51］研究了氧化对Si3N4- 35 vol% MoSi2复相陶瓷导电率的影响。经1200°C以上高温氧化后，复相陶瓷表面形成绝缘的氧化层，电阻率从10-3Ω·cm增加到 107Ω·cm ～ 109Ω·cm.

4　以纳米碳质材料为导电相的Si3N4导电复相陶瓷

4.1Si3N4-CNT复相陶瓷

碳纳米管 （CNT） 具有轻质、纳米尺度、高长径比以及优异的力学性能、电学性能和导热性能等特性，可改善Si3N4陶瓷的断裂韧性、强度、导电性能和导热性能［54-67］。第二相导电陶瓷的粉体粒径通常为微米级，一般需要添加30 vol%以上才能实现Si3N4基陶瓷的导电性。然而，对于纳米尺度的CNT，仅需添加少量即可实现Si3N4陶瓷的导电性。例如，Corral等［60］研究发现，添加6 vol% CNT 的Si3N4基陶瓷电导率达到92 S·m-1，成为了良好的导体；Kovalčíková等［65］添加了3 wt% CNT，电导率为2 S·m-1；Yoshio等添加1.8 wt% CNT，通过气压烧结结合热等静压烧结，制备的Si3N4-CNT电导率高达86 S·m-1。

Tatami等［55］研究了不同烧结方法和烧结助剂对Si3N4-CNT密度和电导率的影响，在烧结助剂一致的情况下，气压烧结的Si3N4-CNT密度较低，而气压烧结与热等静压烧结相结合可以进一步改善致密度，进而提高其电导率。例如，气压烧结的Si3N4- 1.8 wt% CNT密度较低 （92%），电导率较低（仅为2.8 S·m-1）；将气压烧结的Si3N4-1.8 wt% CNT继续利用热等静压烧结改善致密化，就可以实现完全致密，同时电导率增加到30 S·m-1。

Si3N4-CNT电导率不仅与CNT添加量以及Si3N4-CNT的密度相关，更与烧结后CNT残留率有密切关系。与气压烧结结合热等静压烧结制备的Si3N4- 1.8 wt% CNT相比，热压烧结Si3N4- 1.8 wt% CNT具有相同的高致密性，但是其电导率从30 S·m-1增加到79 S·m-1。这是因为热压致密化在较低温度下进行，可以阻止SiO2与CNT反应，保留更多的CNT，如图9所示［55］。

大量研究显示，CNT的添加阻碍了Si3N4基陶瓷的致密化。因此，为了获得高致密度的Si3N4-CNT复相陶瓷，通常采用较高的烧结温度。然而，高温或长时间保温等工艺会导致CNT在烧结过程中发生降解，烧结后CNT残留率较低，降低导电效果。例如，Balázsi等［56］在1700°C通过热等静压制备了Si3N4-CNT复相陶瓷。当压力为2 MPa、保温时间为1 h时，CNT可以完整保留在复合材料里；然而当压力增加到20 MPa、保温时间增加到3 h，烧结后CNT则完全消失。为了让CNT可以在Si3N4保留下来，可采用快速烧结方法，在CNT发生降解前完成致密化。Belmonte等［58］利用SPS烧结方法制备Si3N4-CNT复相陶瓷，实现了完全致密化，避免了CNT降解，获得了良好导电性能。

图9　Si3N4-CNT复相陶瓷断面的显微结构：（a） 气压烧结；（b） 热压烧结［55］Figure 9 Microstructures of fracture surface of Si3N4-CNT ceramics: （a） gas pressure sintering； （b） hot pressing［55］

与CNT相比，碳纳米纤维 （CNF） 具有类似的结构和性能，但具有更大的直径 （400 nm ～ 600 nm）和更低的成本。Michálková等［68］以Al2O3-Yb2O3作为烧结助剂，以5 wt% CNF为导电相，经1550°C热压烧结后，制备的Si3N4-CNF复相陶瓷相对密度为96.83%，电导率为500 S·m～ 600 S·m。当以MgSiN2-Yb2O3取代Al2O3-Yb2O3作为烧结助剂时，添加相同含量的CNF为导电相，在相对密度一致情况下，烧结温度仅需要1500°C，更重要的是，电导率显著提高到1315 S·m-1。这一方面是因为Al2O3会破坏CNF表面，产生空洞，降低CNF本身的电导率；另一方面，MgSiN2加入可以导致Yb4Si2N2O7析出，降低了无定型玻璃相含量。

4.2Si3N4-GNP复相陶瓷

石墨烯具有优异的导电性能、导热性能和力学性能。目前，在Si3N4陶瓷中添加CNT的应用受到了一定的限制，一方面是因为较高的成本，另一方面是因为高含量的CNT在陶瓷中分散的困难性。因此，由于低成本和高品质，由若干层石墨烯构成的石墨烯纳米片 （GNP） 最近得到了较多的关注，成为替代昂贵的CNT的最佳选择之一［69-74］。与CNT相比，GNP还具有更优异的高温性能。

Ramírez等［69-72］开展了一系列关于Si3N4-GNP复相陶瓷的研究，涉及其结构表征、导电性能和力学性能评估。他们通过SPS烧结制备了含11 vol% ～ 25 vol% GNP的Si3N4基复相陶瓷，具有良好的导电性能。随着GNP含量的增加，材料的电导率提高，电导率范围在0.12 S·m-1～ 41 S·m-1。由于GNP的片状特征，在压力诱导下，Si3N4-GNP复相陶瓷的导电性能展现出了明显的各向异性，垂直于压力方向的电导率比平行于压力方向的电导率高了1个数量级。虽然Si3N4- 11 vol% GNP的电导率与Si3N4- 8 vol% CNT相当，但CNT的加入阻碍Si3N4致密化，因此继续增加CNT的含量并不能改善其电导率，而GNP可以实现更高含量的添加，可以进一步提高Si3N4陶瓷导电性能。此外，由于其片状特征，GNP不仅改善Si3N4导电性能，还显著改善其断裂韧性［75］。

5　展 望

到目前为止，关于导电Si3N4基复相陶瓷已经开展了大量的研究，取得了丰富的成果，但仍然还存在一些需要进一步研究的问题。这些问题将有可能成为今后导电Si3N4基复相陶瓷的研究热点：

（1） 向Si3N4基体中添加导电陶瓷相时，在保证良好导电性能的前提下，进一步降低导电相的体积含量；

（2） 在避免Si3N4-TiB2、Si3N4-ZrB2和Si3N4-MoSi2复相陶瓷高温反应的前提下，进一步改善其致密化和性能；

（3） 以纳米碳质材料为导电相时，为了改善性能，需进一步研究纳米碳质材料在Si3N4基体中的分散；

（4） 以纳米碳质材料为导电相时，常见的氧化物烧结助剂会破坏碳材料表面结构，降低碳含量，应进一步探索合适的烧结助剂。

参考文献

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第一作者及通讯作者郭伟明，男，博士，广东工业大学机电工程学院副教授。2000年9月至2007年6月在湖南大学材料科学与工程专业攻读学士和硕士学位；2007年7月至2010年8月在中国科学院上海硅酸盐研究所从事研究工作，主要开展超高温陶瓷粉体合成、致密化、显微结构和性能评价方面的研究；2010年9月至2013 年6月在复旦大学材料物理与化学专业攻读博士学位。2013年7月博士毕业后进入广东工业大学工作至今。目前主要从事陶瓷粉体合成、超高温陶瓷、导电陶瓷以及氮化硅陶瓷零部件等方面的研究。已发表SCI收录论文40余篇，主持和参与多项国家和省部级项目。

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

中图分类号：TB321

文献编号：1005-1198 （2016） 02-0094-13

文献标识码：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

基金项目：国家自然科学基金青年基金项目 （51402055）。

通讯作者：郭伟明 （1982 -），男，山东临沂人，博士，副教授。E-mail: wmguo@gdut.edu.cn。