劉善勇,王玉玲,孫樹峰,邵 晶,劉慶玉,王 津

（青島理工大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，山東 青島 266520）

碳化硅（SiC）材料以其硬度高，熱導(dǎo)率高，熱膨脹系數(shù)低，耐腐蝕，抗熱震等優(yōu)良的物理性質(zhì)，受到國內(nèi)外各個(gè)領(lǐng)域?qū)W者的廣泛關(guān)注[1-5]。而SiC多孔陶瓷因本身的微孔結(jié)構(gòu)，具有比金屬材料更高的散熱性能，特別適用于低瓦數(shù)功耗，散熱要求高，設(shè)計(jì)空間講究輕、薄、短、小的使用環(huán)境，現(xiàn)已逐漸應(yīng)用于電器、微電子、傳感器等高精度領(lǐng)域的散熱系統(tǒng)中[6-7]。隨著應(yīng)用環(huán)境的復(fù)雜及再制造方面的需求，提高陶瓷材料加工質(zhì)量的研究具有重要意義。然而，SiC多孔陶瓷具有脆性大、斷裂韌度低的特點(diǎn)，采用傳統(tǒng)加工方式容易引入應(yīng)力，從而產(chǎn)生裂紋等加工缺陷；而化學(xué)腐蝕能夠避免加工過程中，材料內(nèi)部產(chǎn)生的各種應(yīng)力。通過改變腐蝕條件，提高加工質(zhì)量，成為解決這一難題的新思路。

材料腐蝕是材料在應(yīng)用過程中必須重視的問題，目前，關(guān)于陶瓷材料的腐蝕機(jī)理和腐蝕行為，國內(nèi)外已有大量研究。Liu等[8]發(fā)現(xiàn)固態(tài)燒結(jié)SiC陶瓷在混合HF/HNO3酸溶液中存在三個(gè)腐蝕階段，分別有不同的控制機(jī)理。Medvedovski[9]研究了先進(jìn)陶瓷元件的腐蝕和機(jī)械強(qiáng)度變化，在研究的腐蝕性環(huán)境下，剛玉和高鋁陶瓷強(qiáng)度降低主要是由于玻璃相的溶解和晶間腐蝕。于吉等[10]研究了氧化鋁含量對多孔碳化硅支撐體結(jié)構(gòu)和性能的影響，分析了氧化燒結(jié)的多孔碳化硅支撐體的耐堿機(jī)理。實(shí)際生產(chǎn)中，利用材料的化學(xué)腐蝕特性進(jìn)行化學(xué)減薄，以去除損傷層，減少熱氧化缺陷，是半導(dǎo)體器件制作修復(fù)的常用手段[11-12]，國內(nèi)外已有學(xué)者將這種加工方法應(yīng)用到多種新型材料當(dāng)中。Zhang等[13]用HF/ CH3COOH溶液進(jìn)行了石英擺片的加工實(shí)驗(yàn)，并通過調(diào)整腐蝕液配比，控制腐蝕時(shí)間，成功加工出了滿足精度要求的成品。Ting等[14]研究了可加工陶瓷在不同腐蝕劑中刻蝕速率和尺寸精度與各實(shí)驗(yàn)參數(shù)的關(guān)系，并利用HCl溶液得到了最高的刻蝕速率和較低的尺寸精度。李承娣等[15]將化學(xué)刻蝕的加工方法應(yīng)用于高硅鋁合金缸套的加工中，利用復(fù)合材料中軟基體和硬質(zhì)點(diǎn)在腐蝕液中腐蝕程度的差異，突出材料表面的硬質(zhì)點(diǎn)，以此提高材料整體的摩擦磨損性能?；瘜W(xué)腐蝕加工技術(shù)不僅能完成對高精器件的加工，還可以通過腐蝕液與材料的協(xié)調(diào)作用，應(yīng)對實(shí)際應(yīng)用中其他不同的加工需求。Akay等[16]研究了熱化學(xué)腐蝕對樹脂基氧化鋯陶瓷黏結(jié)強(qiáng)度的影響，分析了氧化鋯與樹脂的熱化學(xué)腐蝕過程。林翠等[17]運(yùn)用化學(xué)腐蝕加工的方法在TC1鈦合金材料上，加工出了具有較高質(zhì)量的表面。

高溫化學(xué)腐蝕具有設(shè)備簡單，加工過程不引入殘余應(yīng)力，無熱缺陷、熱影響區(qū)，無加工死角等優(yōu)點(diǎn)。實(shí)際生產(chǎn)中，適用于各種復(fù)雜表面及大批量微小工件的加工；但目前仍缺乏將高溫化學(xué)腐蝕加工引入SiC陶瓷材料的實(shí)驗(yàn)研究，對SiC陶瓷的腐蝕研究，也主要集中于對耐腐蝕性上的檢測，鮮有利用其進(jìn)行材料加工的報(bào)道。本工作通過分析SiC基陶瓷的腐蝕機(jī)理，提出利用高溫化學(xué)腐蝕加工多孔陶瓷的方法，考察高溫化學(xué)腐蝕試樣的表面加工質(zhì)量，以及對孔隙率等試樣原有性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

選用以碳化硼為燒結(jié)助劑生產(chǎn)的SiC基多孔陶瓷片，主要晶形為 6H-SiC，試樣尺寸 30 mm × 30 mm ×5 mm，平均粒度約為 20 μm，氣孔率 20%。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

先通過控制變量的方法研究反應(yīng)溫度、腐蝕液濃度對加工質(zhì)量的影響規(guī)律。根據(jù)所得試樣的加工質(zhì)量選取優(yōu)化參數(shù)后，再進(jìn)行高溫化學(xué)腐蝕的腐蝕過程研究。實(shí)驗(yàn)參數(shù)設(shè)置如表1所示。

表1 SiC 樣品的腐蝕加工條件Table 1 Corrosion condition of SiC samples

實(shí)驗(yàn)前，用無水乙醇清洗試樣表面，烘干30 min。用電子天平對樣品稱重，用SJ-310型粗糙度測試儀測量樣品粗糙度。測量結(jié)果均為三次的平均值。用恒溫箱對各組材料進(jìn)行腐蝕，觀察不同條件下腐蝕后的加工質(zhì)量。選取加工質(zhì)量較好的實(shí)驗(yàn)條件進(jìn)行腐蝕過程分析。

采用ZYHC-40自控遠(yuǎn)紅外烘干爐進(jìn)行高溫實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)前先將爐內(nèi)溫度升至實(shí)驗(yàn)溫度20 min，待爐內(nèi)溫度和氣壓穩(wěn)定，放入盛有腐蝕液和樣品的燒杯。實(shí)驗(yàn)中，按不同時(shí)間分別取出各組試樣。用去離子水清洗試樣表面，直至清洗液pH值呈中性，再將試樣烘干 30 min。

1.3 加工質(zhì)量測試及表征

用失重法測量腐蝕速率。樣品經(jīng)過超聲清洗，烘干，稱重，得到腐蝕前后質(zhì)量分別為m0，m1。腐蝕速率v由下式表示：

式中：s為樣品上表面面積；t為腐蝕時(shí)間。

用Archimedes法測量樣品腐蝕后的氣孔率。樣品經(jīng)過超聲清洗，烘干，稱重得到質(zhì)量m0。將樣品放入去離子水中煮沸15 min，排除樣品內(nèi)部氣體。待樣品冷卻至室溫，取出樣品，放入盛有少量去離子水的燒杯中，并用電子天平測量樣品放入前后的質(zhì)量變化m1。將試樣用細(xì)線提起，確保試樣完全沒入去離子水中，且不與杯底、杯壁接觸，測量此時(shí)與放入樣品前的質(zhì)量變化m2。氣孔率a為：

將腐蝕前后樣品尺寸切割至 20 mm × 20 mm，用D8ADVANCE型X射線衍射儀分析物相變化。掃描范圍 10°～90°，步進(jìn)速率 0.02（°）/step。

用SJ-310型粗糙度儀測量腐蝕前后表面粗糙度。選取樣品不同位置分別測量三次，取三次平均值。待腐蝕加工后，于原位置重復(fù)前述測量步驟。

根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)（GB 3505—1983、GB 1031—1983）將輪廓支承長度率作為評定截面輪廓的綜合參數(shù)。評定長度l內(nèi)，從峰頂線向下所截取的水平截距為C時(shí)的輪廓支承長度率Rmr（C）可由下式計(jì)算得到：

式中：bC表示截距為C時(shí)（C通常用輪廓最大高度的百分比表示），所截到的輪廓實(shí)體材料長度之和。

用HITACHIS-3500N掃描電鏡觀測樣品表面形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 工藝參數(shù)對腐蝕速率和氣孔率的影響

高溫化學(xué)腐蝕應(yīng)在一定加工速率的基礎(chǔ)上保證原件較好的工作性能。圖1為室溫下浸泡2 h后，腐蝕速率和試樣氣孔率隨腐蝕液溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化。在較低質(zhì)量分?jǐn)?shù)（10%～20%）的溶液中，腐蝕速率變化緩慢，氣孔率也基本穩(wěn)定；當(dāng)溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時(shí)，腐蝕速率有較大的提升，氣孔率僅出現(xiàn)小幅下降；質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加至40%時(shí)，反應(yīng)速率加快，但氣孔率開始出現(xiàn)較大程度下降，約下降6%。這是由于陶瓷材料中的氧化物會與溶液中的KOH反應(yīng)，其中晶界上的SiO2反應(yīng)后會生成硅酸鉀溶膠[18]。而K+含量越高，硅酸鉀越易溶。當(dāng)質(zhì)量分?jǐn)?shù)提高時(shí)，溶液中K+增多，反應(yīng)物析出更多溶膠，腐蝕速率增大；隨著質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)一步升高，材料受腐蝕加劇，殘留溶膠增多并依附于氣孔處，降低了氣孔率。

圖1 溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)對腐蝕速率和氣孔率的影響Fig.1 Influence of solution concentration on corrosion rate and porosity

根據(jù)Arrhenius公式[19]，由于腐蝕反應(yīng)主要為玻璃相溶解和晶間腐蝕，而未涉及相變或其他復(fù)雜反應(yīng)。故可假設(shè)實(shí)驗(yàn)溫度內(nèi)，活化能不受溫度影響。則速率常數(shù)k為：

式中：R為摩爾氣體常量；T為熱力學(xué)溫度；Ea為表觀活化能；A為指前因子。

由式（4）可知，反應(yīng)速率隨溫度升高而增大。圖2為加熱條件下樣品在溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)30%的溶液中浸泡30 min，腐蝕速率與氣孔率的變化曲線。隨著溫度升高腐蝕速率逐漸增大。溫度高于120 ℃時(shí)，溶液達(dá)到沸點(diǎn)，此時(shí)腐蝕速率顯著提高。繼續(xù)加壓升溫，腐蝕速率保持增長速度繼續(xù)加快。氣孔率隨溫度升高下降緩慢，干燥后，凝膠堵塞氣孔的情況較少[20-21]。這是由于溶液沸騰在腐蝕過程中起到攪拌作用，能夠加快腐蝕速率；同時(shí)，溶液內(nèi)流動劇烈，阻礙溶膠依附在樣品上，使得氣孔處僅有少量凝膠。

圖2 溫度對腐蝕速率和氣孔率的影響Fig.2 Influence of temperature on corrosion rate and porosity

2.2 物相分析

用XRD對腐蝕前后樣品進(jìn)行物相分析，結(jié)果如圖3所示。由圖3可見，試樣腐蝕前后主要成分均為 SiC，未發(fā)生物相轉(zhuǎn)變。2θ = 22°～23°處，SiO2衍射峰明顯降低，試樣中SiO2含量減少。證明腐蝕主要以試樣中SiO2為主，且腐蝕產(chǎn)物經(jīng)清洗可直接去除，未出現(xiàn)新物相。此外，反應(yīng)在較低溫度時(shí)，易生成堵塞氣孔的白色膠狀沉淀，可推測為硅酸鉀或原硅酸（H4SiO4）的多聚體。

圖3 碳化硅樣品腐蝕前后 XRD 衍射圖譜Fig.3 XRD pattern of SiC specimens before and after corrosion

2.3 加工精度分析

圖4 為高溫化學(xué)腐蝕后，樣品粗糙度Ra的變化曲線。隨著化學(xué)腐蝕的進(jìn)行，試樣粗糙度先緩慢下降，15 min 時(shí)由原來的 3.64 μm 降低為 1.619 μm；15～25 min反應(yīng)持續(xù)進(jìn)行，但粗糙度基本保持不變；25 min后試樣表面發(fā)生脫落，部分區(qū)域粗糙度大幅度上升。這是由于實(shí)驗(yàn)初期（0～15 min）腐蝕液主要與材料表面的玻璃相黏結(jié)劑以及晶界接觸面上的SiO2反應(yīng)。由于樣品初始表面粗糙不平，腐蝕液與樣品接觸面較大，反應(yīng)充分?；瘜W(xué)反應(yīng)以式（5）～（9）為主。進(jìn)行到 15～25 min 時(shí)，由于玻璃相與晶粒結(jié)合緊密，樣品內(nèi)部晶界的SiO2與腐蝕液接觸很有限，腐蝕僅在晶界邊緣有少量反應(yīng)物附著，難以將晶界處晶粒表面的SiO2溶解析出[22]，因此，此時(shí)反應(yīng)速率主要由碳化硅晶粒表面離子擴(kuò)散速率控制[8-9]。

圖4 溫度 120 ℃ 下試樣粗糙度 Ra 隨時(shí)間變化Fig.4 Variation of specimen roughness Ra with time at 120 ℃

由于SiC本身具有較高的耐腐蝕性，因此材料表面反應(yīng)逐漸平穩(wěn)，粗糙度僅略微下降。此階段也防止了因腐蝕時(shí)間過長導(dǎo)致試樣出現(xiàn)過腐蝕。隨著時(shí)間的延長，在高溫腐蝕液中，腐蝕液與晶粒的反應(yīng)劇烈，SiC晶粒通過腐蝕變小，腐蝕液與內(nèi)部玻璃相接觸面逐漸增大，因此最終使得晶隙處的玻璃相分離、脫落。進(jìn)而導(dǎo)致SiC顆粒脫落，造成樣品表面局部區(qū)域出現(xiàn)空洞，粗糙度增加。

圖5為不同時(shí)刻樣品輪廓支承長度率Rmr（C）的分析結(jié)果。由圖 5（a）、（b）可以看出，腐蝕時(shí)間為0～15 min時(shí)，樣品粗糙度減小，但輪廓支承長度率曲線斜率較大，Rmr（50%）較小，15 min時(shí)為77.10%，說明此時(shí)樣品表面輪廓偏度減小，但輪廓形狀并不均勻。圖 5（c）中，腐蝕25 min后，輪廓支承長度率曲線趨于平緩，Rmr（50%）值達(dá)到89.70%，說明此時(shí)腐蝕以光整表面為主，試樣表面大部分區(qū)域達(dá)到中線位置，表面形狀更為光滑，這與圖4分析一致。SiC顆粒阻礙腐蝕液進(jìn)入晶隙，腐蝕機(jī)制以擴(kuò)散控制為主。圖5（d）為局部晶粒大面積脫落處，可以看出由于晶隙處的腐蝕速率不一致，導(dǎo)致各處SiC晶粒先后脫落，形成粗糙表面。對比圖5（a）粗糙度和輪廓支承長度率均下降，應(yīng)控制加工時(shí)間，避免出現(xiàn)試樣圖5（d）的過腐蝕現(xiàn)象。

2.4 表面微觀形貌分析

圖5 不同腐蝕時(shí)間試樣輪廓支承長度率Fig.5 Profile bearing length ratios of specimens at different corrosion time （a）5 min；（b）15 min；（c）25 min；（d）30 min

圖6 不同加工條件下樣品表面 SEM 照片 （a）5 min；（b）15 min；（c）25 min；（d）30 min；（e）機(jī)械磨削Fig.6 SEM photos of specimen surface under different processing conditions （a）5 min；（b）15 min；（c）25 min；（d）30 min；（e）mechanical grinding

圖6 為不同加工條件下試樣的SEM圖。圖6（a）～（c）分別為樣品腐蝕 5 min、15 min、25 min 后的微觀組織形貌。由圖6可以看出，隨著腐蝕程度的加深，晶界顯現(xiàn)越來越清晰，晶粒尺寸減小，晶隙變大，晶粒表現(xiàn)出分離且層疊減少。這是由于在較高濃度的堿溶液中，黏結(jié)劑中的玻璃相與堿溶液反應(yīng)較劇烈[23]。相對于SiC顆粒而言，晶隙間的玻璃相更快地被腐蝕掉，晶界因此更加清晰。繼續(xù)腐蝕，反應(yīng)控制階段結(jié)束，溶液中的Si4+離子需不斷向晶間擴(kuò)散，即腐蝕過程的繼續(xù)進(jìn)行受制于腐蝕界面前沿的離子擴(kuò)散[24-25]。下層緊密連接的玻璃相和晶粒減緩了腐蝕速率，而晶粒凸起處的晶界邊緣具有更高的活性[26]，因此晶粒受腐蝕變小，致使形成圖6（c）中晶粒孤島的形貌。此過程對應(yīng)圖4中腐蝕減緩，試樣的失重降低，粗糙度緩慢下降。圖6（d）為30 min后，發(fā)生過腐蝕區(qū)域形貌圖。由圖6（d）可以看出，一旦發(fā)生過腐蝕，碳化硅會出現(xiàn)大量脫落，凹坑直徑大小不一，部分凹坑甚至大于顆粒直徑。這是因?yàn)楦g液進(jìn)入晶隙的路徑難以預(yù)測，各晶粒間的玻璃相黏結(jié)劑腐蝕程度不一，致使出現(xiàn)多個(gè)晶粒粘接成較大顆粒同時(shí)脫落的現(xiàn)象。圖6（e）為相同粗糙度下（Ra約為 1.6 μm），機(jī)械磨削加工的 SiC多孔陶瓷形貌圖，與圖6（c）試樣相比，圖6（e）表面裂紋明顯，原因在于SiC陶瓷屬于脆性材料，機(jī)械加工會引入殘余應(yīng)力，導(dǎo)致產(chǎn)生磨削裂紋和熱裂紋[27]，本實(shí)驗(yàn)研究證明，利用高溫化學(xué)腐蝕可在保證加工效率的情況下，避免裂紋的產(chǎn)生。

2.5 腐蝕機(jī)理分析

SiC陶瓷片在進(jìn)行粗加工后，由于機(jī)械切削的熱影響，會在試樣表面生成一層SiO2，同時(shí)在SiC的燒制過程中，由于多孔陶瓷片燒制溫度較SiO2熔點(diǎn)低，SiC顆粒表面也會含有少量SiO2。

SiC表面SiO2薄膜在溶液中的溶解為固液非均相反應(yīng)過程。溶解反應(yīng)由固體表面向內(nèi)逐漸進(jìn)行，反應(yīng)物和產(chǎn)物之間有明顯界面。此過程符合界面反應(yīng)中的未反應(yīng)核模型特點(diǎn)，故分析過程采用未反應(yīng)核模型進(jìn)行分析。陶瓷氧化物在高溫溶液中易發(fā)生如下反應(yīng)[9]：

式中，Me為陶瓷氧化物中陽離子元素。

溶液處于堿性環(huán)境下，溶液中OH－增加，反應(yīng)條件改變，式（5）、（6）、（7）的化學(xué)平衡正向移動，從而促進(jìn)陶瓷氧化物的溶解，達(dá)到表面去除。故腐蝕液選用KOH溶液進(jìn)行腐蝕，添加K2CO3提高溶液中K+濃度，利于提高腐蝕速率[20]。KOH和K2CO3均為純度99%的片堿，溶液質(zhì)量配比KOH∶K2CO3= 40∶1。則在所配KOH堿性溶液中，應(yīng)有如下反應(yīng)

利用“等高切面法”確定表觀活化能和表觀反應(yīng)級數(shù)[28]?；瘜W(xué)動力學(xué)中，同一反應(yīng)不同溫度下的速率常數(shù)之比可用相同濃度時(shí)的反應(yīng)速率之比代替。則可推得式（10）：

式中：r為SiO2反應(yīng)速率；Ea為SiC表面SiO2薄膜在KOH溶液中溶解反應(yīng)的活化能；R為氣體常數(shù)8.314 J/（mol?K）；T 為反應(yīng)溫度。由表 2 做 ln r-T–1曲線，如圖7所示。

表2 SiC陶瓷片表面SiO2在堿溶液中表觀活化能的計(jì)算數(shù)據(jù)Table 2 Calculation data of apparent activation energy of SiO2 on SiC ceramic plates in alkaline solution

圖7 表觀活化能擬合曲線Fig.7 Fitting curve of apparent activation energy

由圖7可見，不同反應(yīng)時(shí)間內(nèi)，速率對數(shù)與反應(yīng)溫度的倒數(shù)呈現(xiàn)良好的線性關(guān)系。根據(jù)式（10）可得，SiO2薄膜在KOH溶液中溶解的表觀活化能為55.305 kJ/mol。固液表面反應(yīng)速率通式為：

式中：k為反應(yīng)速率常數(shù)；S為反應(yīng)固體的表面積；C為界面上液相反應(yīng)劑濃度；n為對C的反應(yīng)級數(shù)。

已知實(shí)驗(yàn)中KOH均為過量，故C可視為不變，取初始濃度C0，則可得：

表3為SiC陶瓷片表面SiO2在堿溶液中反應(yīng)數(shù)的計(jì)算數(shù)據(jù)。

由表 3中數(shù)據(jù)以 ln r對 ln C0作圖，擬合后可得表觀反應(yīng)級數(shù)n。ln r-ln C0曲線如圖8所示。

對同一反應(yīng)過程，表觀反應(yīng)級數(shù)與溫度無關(guān)。圖中不同溫度下，ln r與ln C0均呈良好線性關(guān)系。擬合計(jì)算求得表觀反應(yīng)級數(shù)n為1。將Arrhenius公式帶入式（11），即可得反應(yīng)動力學(xué)方程：

利用式（13）對某溫度下初始狀態(tài)進(jìn)行計(jì)算，可解出指前因子A為2.1，則SiC表面SiO2薄膜在KOH溶液中溶解反應(yīng)的動力學(xué)方程為：

上式表明，表觀活化能 55.3 kJ/mol，大于 40 kJ/mol，反應(yīng)主要為界面化學(xué)反應(yīng)控制，SiC表面的SiO2薄膜反應(yīng)速率隨溫度變化較大，溫度升高速率增大。

表3 SiC陶瓷片表面SiO2在堿溶液中反應(yīng)級數(shù)的計(jì)算數(shù)據(jù)Table 3 Calculation data of SiO2 reaction series on SiC ceramic plates in alkaline solution

圖8 表觀反應(yīng)級數(shù)擬合曲線Fig.8 Fitting curve of apparent reaction order

3 結(jié)論

（1）用KOH/K2CO3堿溶液在不同條件下化學(xué)加工SiC多孔陶瓷材料，腐蝕液的溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高會提高腐蝕速率，但濃KOH與黏結(jié)劑會析出膠狀硅酸，堵塞氣孔，使氣孔率下降；而升高溫度能夠加快腐蝕速率，且對氣孔率不會造成過大影響。實(shí)驗(yàn)溫度 120 ℃ 時(shí)，腐蝕速率由 5.631 g?m–2?h–1提高到 85.21 g?m–2?h–1的情況下，氣孔率僅下降 1.8%。

（2）在優(yōu)化的工藝參數(shù)下，即溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)30%，加工溫度 120 ℃，加工時(shí)間 15～25 min 的條件下，高溫化學(xué)腐蝕能夠降低樣品粗糙度，提高輪廓支撐長度率，Ra值最低約為 1.6 μm，Rmr（50%）達(dá)到 89.70%，試樣表面質(zhì)量得到明顯改善。

（3）SiC陶瓷在高溫堿性溶液中的腐蝕機(jī)理為：SiC多孔陶瓷的高溫化學(xué)腐蝕加工分兩個(gè)階段，腐蝕先以表面玻璃相黏結(jié)劑和雜質(zhì)為主，能夠快速降低樣品粗糙度；之后以SiC顆粒表面的緩慢腐蝕和晶隙間腐蝕液滲透為主，這期間粗糙度降低緩慢，應(yīng)控制時(shí)間，避免出現(xiàn)腐蝕過深，造成SiC顆粒大量脫落，表面質(zhì)量下降。

（4）對比機(jī)械加工樣品表面形貌，高溫化學(xué)腐蝕可以避免引入殘余應(yīng)力，減少裂紋產(chǎn)生，通過控制實(shí)驗(yàn)溫度和腐蝕時(shí)間可以得到較好的表面質(zhì)量。