SiC多孔陶瓷具有通透性好、密度低、比表面積大、 低熱膨脹系數、耐高溫、耐磨損、化學性質穩定等優良性能，在化工、能源、環保、生物、軍事等領域有著廣泛的應用前景。由于Si-C鍵為共價鍵，具有很高的鍵能， 即使在添加燒結助劑的情況下，燒成溫度也較高，制約了SiC多孔陶瓷的實際應用。
PCS作為SiC陶瓷先驅體，廣泛應用于陶瓷纖維、 涂層、復合材料等的研制工作中，具有陶瓷產率高、燒成溫度低的優點。利用PCS先驅體作為粘結劑是近年來發展的低溫制備SiC多孔陶瓷的新方法，它較大的 優勢是可在較低溫度下制備出SiC多孔陶瓷，同時由于 使用了PCS作為粘結劑，不需要煅燒排出，使得多孔陶瓷具有較高的力學性能。本文分別以兩種規格SiC粉末為原料，PCS為粘結劑，通過包混、過篩、模壓 成型、 1000℃熱解等工序制備了sic多孔陶瓷，研究了 PCS含 量對SiC多孔陶瓷微觀形貌、線收縮率、孔隙率和抗彎 強度的影響。
將平均粒度為10μm與20μm的B-SiC微粉分別與PCS按一定比例在四氫呋喃有機溶劑中制成混合漿料， 將混合漿料置于70℃的恒溫加熱板上，不斷攪拌待四氫呋喃完全揮發后制得PCS包覆SiC顆粒的混合粉料。粉料過100目篩后，在壓力試驗機上于60 mm×6mm的模具中壓經280 Pa制成條狀試樣。
將模壓試樣置于電熱恒溫鼓風干燥箱內，緩慢升溫 至160℃保溫2h后，再升溫至190℃保溫4h，對試樣進行空氣熱氧化不熔化處理，以便使PCS充分交流進而得到更高的陶瓷產率；將不熔化處理試樣置于 管式爐內， 抽真守換氮氣，反復3次，在流動氮氣保護下，以200℃ ／h的升溫速率升溫至1000℃ ，保溫2h，繼續在氮氣保護 下冷卻至窄溫，得到黑色SiC 多孔陶瓷。
利用PA N alytical X -pro型X衍射儀測定PCS熱 解產物X衍射圖譜，2 θ角10到90度，Cu靶。 利用日 本電子JSM 6490LV型掃描電子顯微鏡分析燒成產物微 觀形貌，樣品表面噴金處理。根據線收縮率公式，測定燒成試樣線收縮率。根據國標GB /T1966-1996測定多孔陶瓷的品氣孔率。用美國CM T5305型材料試驗機測定多孔陶瓷的三點抗彎強度，測試5個試樣，取平均值。
PCS經1000℃熱解得到的產物XRD圖譜如圖1所 示，從圖中可知，熱解產物在2 θ角為35 .2度。出現了較為明顯的衍射峰，可認為該衍射峰為B -SiC的(111) 晶面的衍射峰，然而熱解產物在59.5度 與71.5度并未出 現明顯的B-SiC的(220)和(311)晶面衍射峰朗。因此，可認為PCS經1000℃熱解得到的產物基本為無定型 SiC結構。
利用PCS包覆SiC顆粒制備SiC多孔陶瓷時，PCS 在成型和燒成過程中分別起到兩方面的作用，在成型時， PCS起粘結作用，主要將SiC顆粒粘結起術以便制成素坯； 在燒成時，PCS經高溫熱解轉化為Sic進而將SiC顆粒以陶瓷結合形式粘結起來，從而得到多孔陶瓷。
平均粒徑為10μm與20μm的SiC粉末與不同 PCS含量包覆制備的SiC多孔陶瓷微觀形貌如圖2、圖3 所示，由圖(a)2和圖3(a)可知，未添加PCS包覆 的SiC粉末具有清晰的顆粒邊沿與表面，且邊沿呈銳利狀。添加一定量PCS包覆后熱解制備的SiC多孔陶瓷的微觀形貌如圖2中(b)-(d)與圖3中 (b)-(d)所示，從圖中可知，添加PCS包覆后，SiC顆粒邊沿變得模糊，銳利邊沿消失，隨著添加量的增大，多孔陶瓷的孔隙逐漸減小， SiC顆粒間的邊界逐漸消失，邊界消失說明PCS充分地將SiC顆粒包覆了起來，使得SiC顆粒問有較為緊密的 結合。在PCS含量為13%時，兩種規格SiC粉末制備的 多孔陶瓷微觀形貌都出現了微觀裂紋，且裂紋隨PCS含 量的增加而增多(圖2中(d)與圖3中(d)所示）。裂紋的出現，破壞了基體的連續性，可能會對多孔陶瓷的力學性能造成不利影響。
平均粒徑為10μm與20μm的SiC粉末與不同 PCS含量包覆制備的SiC多孔陶瓷孔隙率如圖4所示。 從圖中可知，隨著PCS含量的增加，兩種粒徑SiC粉末制備的SiC多孔陶瓷的孔隙率都逐漸降低。在PCS含量 由3%增加到20%時，平均粒徑為10μm的SiC粉末制備的多孔陶瓷孔隙率由43.2%降低至30.1%，平均粒徑為20μm的SiC粉末制備的多孔陶 瓷孔隙率40.2%降低 至28.7%。結合SEM分析可知，孔隙率隨PCS含量增加而降低主要是由于添加較多PCS時，PCS不僅將SiC 顆粒粘結起來，還填充廠SiC顆粒間的間隙和孔隙，從而導致較終燒成多孔陶瓷孔隙率降低。從圖4中還可知， 平均粒徑為10μm的SiC粉末制備的多孔陶瓷孔隙率高 于平均粒徑為20μm的SiC粉末制備的多孔陶瓷，這主要是由于SiC顆粒較小時，單位體積內SiC顆粒越多， 顆粒間可形成的問隙和孔隙也越多，從而具有較高的孔隙率。
利用PCS低溫制備SiC多孔陶瓷時．PCS在熱解轉化為SiC陶瓷過程中伴隨著收縮進而可導致坯體收縮， 此種收縮將隨PCS含量的提高而更加顯著。平均粒徑 為10μm 與20μm的SiC粉末與不同PCS含量包覆制備的SiC多孔陶瓷線收縮率如圖5所示。從圖中可知隨 著PCS含量的增加，線收縮率逐漸增大，在PCS含量由 3%上升至20%時，平均粒徑為10μm的SiC粉末制備 的多孔陶瓷線收縮率由0.23%增大至2.48W，平均粒徑 為20μm的SiC粉末制備的多孔陶瓷線收縮率0 27%增 大至2 .96%。從圖中還可知，平均粒徑為10μm 的SiC 粉末制備的多孔陶瓷線收縮率小于平均粒徑為20μm的粉末制備的多孔陶瓷，這主要是由于平均粒徑為10μm 的粉末具有較大的比表面積，在制備多孔陶瓷時，單位體積內細小顆粒間有較多的間隙與孔隙，從而減弱PCS 在燒成中的收縮效應，結合孔隙率分析粒徑越小孔隙率越大，也能說明這一點。
線收縮與孔隙率是影響陶瓷材料力學性能的主要因素，一般來說收縮越小孔隙率越低，力學性能越優異。而 利用PCS包混制備多孔陶瓷時，出現了PCS含量越高線收縮率越高而孔隙率越低的現象。為此，很有必要多SiC 多孔陶瓷力學性能進行測定。
平均粒徑為10μm與20μm的SiC粉末制備的SiC多孔陶瓷抗彎強度如圖6所示。從圖中可知，兩種SiC 粉末制備的多孔陶瓷抗彎強度隨PCS含量的增加，都呈現先增大后減小的趨勢，在PCS含量為10%時，兩種粒徑的粉末制備的多孔陶瓷抗彎強度取得較大值， 分別為 31.6M Pa 和29.0M Pa。而PCS含量進一步升高時，SiC 多孔陶瓷抗彎強度降低，這¨可能是由于，較高的PCS含 量導致坯體有較大的收縮以致開裂，破壞了基體的連續性，從而導致抗彎強度較低中的(c)和中的圖也能說明這一點。
從圖6中還可知，平均粒徑為10μm的粉末制備的多孔陶瓷抗彎強度高于平均粒徑為20μm的粉末制備的 多孔陶瓷。這可能是由于較小的SiC顆粒間間隙與孔隙較多，但尺寸較小，PCS粘結時，可將較小顆粒較為緊 密地粘結起來，形成較為牢固的結合，而顆粒尺寸較大時， 雖然SiC顆粒間的問隙和孔隙較少，但間隙和孔隙尺寸 較大，PCS不能牢固低將大顆粒粘結起來，進而出現粉末粒徑越小，力學性能越優異的現象。
(1)以PCS包覆兩種規格SiC粉末低溫制備出了sic多孔陶瓷，隨著PCS含量的增大，SiC顆粒邊沿逐 漸變得模糊，多孔陶瓷逐漸變得致密，與PCS含量為13%時，兩種規格SiC粉末制備的sic多孔陶瓷都出現了微觀裂紋。
（2)隨PCS含量的增加，兩種規格SiC粉末制備的SiC多孔陶瓷的孔隙率逐漸減小，線收縮率逐漸增大。較小的顆粒尺寸有利于提高孔隙率和降低線收縮率。