Fe、Co及Ni單摻3C－SiC力學(xué)性能的第一性原理計(jì)算

閃靜祎 黃珍霞 王軍凱 李 韜 周 軒 邢盈盈

1）河南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院河南省深地材料科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 河南焦作 454003

2）河南理工大學(xué)化學(xué)化工學(xué)院 河南焦作 454003

碳化硅（SiC）以其高熔點(diǎn)、高硬度、高的熱傳導(dǎo)率、良好的耐磨性而被廣泛用于耐火材料、耐磨損材料等領(lǐng)域［1－8］。SiC作為耐火材料可應(yīng)用于冶金設(shè)備襯里材料［9］，石化行業(yè)煤氣氣化爐［10］，大型高爐爐身的中、下部和爐腹部位［11］，鋁電解槽側(cè)壁［12］，垃圾焚燒爐［13］等。

目前，工業(yè)生產(chǎn)中最為普遍和成熟的碳化硅合成方法是碳熱還原法［14］。該方法工藝簡(jiǎn)單，原料來源廣，但其反應(yīng)溫度高，需要在2 400℃的高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫，能耗極大。此外，該方法產(chǎn)物粒徑大，后期使用時(shí)通常需要二次破碎。其他制備碳化硅粉體的方法主要有溶膠－凝膠法［15］、激光誘導(dǎo)化學(xué)氣相沉積法［16－17］、等離子體法［18］、微波燒結(jié)法［19］及溶劑熱法［20］等。溶膠－凝膠法可以在較低的溫度下獲得碳化硅粉，并且容易獲得粒度均勻的超細(xì)粉，但該方法成本高，反應(yīng)周期長(zhǎng)?；瘜W(xué)氣相沉積法合成的碳化硅粉體純度較高，粒徑小，但該方法反應(yīng)時(shí)間長(zhǎng)，過程不容易控制。等離子體法工藝過程簡(jiǎn)單，但產(chǎn)量低。微波燒結(jié)法可實(shí)現(xiàn)快速整體加熱，加熱速率高，但產(chǎn)率較低。溶劑熱法的反應(yīng)設(shè)備要求高，產(chǎn)物純度低且產(chǎn)率有限。因此，這些方法雖然與傳統(tǒng)碳熱還原法相比有不少優(yōu)點(diǎn)，但目前條件下都難以滿足耐火材料領(lǐng)域?qū)μ蓟璺垠w的大量需求。

催化反應(yīng)法［21］是在催化劑的作用下通過化學(xué)反應(yīng)制備材料的有效方法，是一種低溫快速合成碳化硅粉體的新方法。該方法不僅解決了傳統(tǒng)制備碳化硅反應(yīng)時(shí)間長(zhǎng)、反應(yīng)溫度高、產(chǎn)物粒徑大的問題，而且成本低、產(chǎn)量高，甚至可以控制產(chǎn)物碳化硅的形貌。催化反應(yīng)法制備碳化硅粉體的主要特點(diǎn)在于催化劑的引入，催化劑可以加快反應(yīng)速率、提高產(chǎn)率，常用的催化劑為Fe［22－23］、Co［24－25］及Ni［26－29］。王軍凱等［21］研究發(fā)現(xiàn)Fe的催化效果優(yōu)于Co和Ni的，加入2．0%（w）的Fe為催化劑時(shí)，Si粉在1 100℃下反應(yīng)30 min后即可全部轉(zhuǎn)化為3C－SiC納米粉體；而在相同條件下，無催化劑時(shí)Si粉的完全轉(zhuǎn)化溫度為1 250℃。Cao等［22］以SiO2和CH4為硅源和碳源，以氯化鐵為催化劑，以氫氣作為CH4氣體的載氣和還原氣體，制備了SiC納米線。王軍凱等［23］又以工業(yè)硅藻土和液態(tài)酚醛樹脂為原料，以硝酸鐵為催化劑，制備了3C－SiC粉體，當(dāng)添加1．0%（w）的Fe為催化劑在1 400℃反應(yīng)3 h后即可合成純相的3C－SiC。Wang等［24－25］以硅粉和酚醛樹脂為原料，以1．0%～2．0%（w）的Co為催化劑，在1 150℃保溫30 min生成純相SiC粉體。Qiang等［26］以甲基三氯代硅烷為主要原料，以Ni為催化劑，制備出了SiC／SiO2納米纖維。王軍凱等［27］以硅粉和液態(tài)酚醛樹脂為原料添加0．5%（w）的Ni為催化劑，1 300℃保溫3 h即可合成純相的3C－SiC粉體。綜上所述，催化反應(yīng)法不僅繼承了傳統(tǒng)碳熱還原法產(chǎn)量大的優(yōu)點(diǎn)，而且催化劑的存在還顯著降低了反應(yīng)活化能，大大縮短了反應(yīng)時(shí)間，完全有望用于批量生產(chǎn)SiC粉體。然而，催化反應(yīng)過程中加入的催化劑在產(chǎn)物碳化硅粉體中難以完全分離，目前關(guān)于催化劑對(duì)產(chǎn)物碳化硅粉體性能的影響尚缺乏深入的理解。

第一性原理計(jì)算方法是當(dāng)今材料設(shè)計(jì)領(lǐng)域最為重要的理論研究方法之一，它可以從電子結(jié)構(gòu)的層次研究材料的結(jié)構(gòu)和性能。因此，本文中，采用第一性原理平面波贗勢(shì)法研究了Fe、Co及Ni元素?fù)诫s對(duì)3C－SiC性能的影響，分析了Fe－SiC、Co－SiC、Ni－SiC與純碳化硅體系之間的相對(duì)穩(wěn)定性和力學(xué)性能的關(guān)系。從原子尺度揭示Fe、Co及Ni元素對(duì)3C－SiC力學(xué)性能的內(nèi)在影響機(jī)制。

1 計(jì)算方法

在Material Studio軟件中的CASTEP模塊［30］進(jìn)行理論計(jì)算，采用廣義梯度近似方法GGA中的PBE函數(shù)［31－32］。計(jì)算體系中核外電子與原子核之間的相互作用，采用超軟贗勢(shì)進(jìn)行描述［33］。SiC晶胞和1×1×1摻雜晶胞的K網(wǎng)絡(luò)格點(diǎn)設(shè)置皆為5×5×5、2×1×1、2×2×1和2×2×2超胞的K網(wǎng)絡(luò)格點(diǎn)依次設(shè)置為3×5×5、3×3×5和3×3×3。設(shè)定幾何優(yōu)化的收斂準(zhǔn)則，體系中的總能量＜1．0×10－5eV·atom－1，原子間的相互作用力＜0．1 eV·nm－1，應(yīng)力偏差＜0．02 GPa，公差偏移＜0．000 1 nm，原子最大位移為5×10－5nm。

圖1 不同摻雜濃度SiC的晶胞模型Fig．1 Unit cell models of SiC with different doping concentrations

2 結(jié)果與討論

2．1 Fe、Co及Ni摻雜對(duì)3C－SiC的影響

在摻雜濃度（x）為1．56%的條件下，分別構(gòu)建了Fe、Co及Ni摻雜SiC的幾何模型。計(jì)算了三種摻雜體系的穩(wěn)定性及其力學(xué)性能，并對(duì)其態(tài)密度進(jìn)行了對(duì)比分析。

2．1．1 Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的穩(wěn)定性比較

通過計(jì)算摻雜體系的生成焓和結(jié)合能來分析Fe、Co及Ni摻雜模式下3C－SiC的熱力學(xué)穩(wěn)定性。本文中Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的生成焓（ΔH）和結(jié)合能（E結(jié)合）計(jì)算公式分別如（1）和（2）所示：

式中，E總為對(duì)應(yīng)體系結(jié)構(gòu)優(yōu)化的總能量，分別為原子C、Si、X（Fe、Co及Ni）在穩(wěn)定單質(zhì)狀態(tài)時(shí)的能量，表示C、Si、X（Fe、Co及Ni）原子在孤立狀態(tài)下的能量，x、y、z表示對(duì)應(yīng)晶胞體系中所含的C、Si、X（Fe、Co及Ni）原子的原子數(shù)。

各摻雜體系的生成焓和結(jié)合能如表1所示，同時(shí)也給出通過第一性原理計(jì)算得到的Fe、Co及Ni摻雜前后3C－SiC體系的晶胞參數(shù)。觀察表1發(fā)現(xiàn)，生成焓均為負(fù)值，說明Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC體系的熱力學(xué)穩(wěn)定性均存在，但相較于純SiC生成焓值（－0．242 eV）均有所增大，表明摻雜后體系熱力學(xué)穩(wěn)定性降低。結(jié)合能變化趨勢(shì)與生成焓相似，進(jìn)一步證明Fe、Co及Ni的摻雜會(huì)使3C－SiC的穩(wěn)定性降低。通過分析Fe、Co及Ni摻雜對(duì)3C－SiC晶格參數(shù)的影響，可以發(fā)現(xiàn)晶格常數(shù)相較純SiC均增大，說明摻雜元素會(huì)引起晶格膨脹。

表1 Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC時(shí)對(duì)應(yīng)的晶胞參數(shù)、生成焓和結(jié)合能Table 1 Lattice parameter，enthalpy of formation and binding energy of 3C－SiC doped with Fe，Co and Ni

對(duì)比Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的生成焓和結(jié)合能數(shù)值，發(fā)現(xiàn)三種摻雜體系的結(jié)合能和生成焓的數(shù)值從小到大依次為Fe－SiC、Co－SiC、Ni－SiC，其中Fe原子摻雜體系的生成焓（－0．190 eV）和結(jié)合能（－6．866 eV）數(shù)值最小，最為接近純SiC（ΔH ＝－0．242 eV，E結(jié)合＝－6．916 eV），說明Fe原子與C原子的結(jié)合能力最強(qiáng)，F(xiàn)e原子的摻雜體系熱力學(xué)穩(wěn)定性較好。

2．1．2 Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的力學(xué)性能比較

對(duì)學(xué)生而言，利用EDA技術(shù)進(jìn)行設(shè)計(jì)和仿真，不僅能提高學(xué)生的學(xué)習(xí)興趣，鞏固課堂所學(xué)知識(shí)，而且還能提高學(xué)生的動(dòng)手能力，提高學(xué)生電子實(shí)驗(yàn)技能的應(yīng)用水平。在電子行業(yè)中，傳統(tǒng)的設(shè)計(jì)過程是：首先提出設(shè)計(jì)方案，然后設(shè)計(jì)電路，制作線路板，焊接元件，最后調(diào)試，有問題時(shí)再重新設(shè)計(jì)制作，這樣不但費(fèi)時(shí)費(fèi)力，而且會(huì)造成大量資金的浪費(fèi)。利用EDA技術(shù)可以避免這些問題的出現(xiàn)，提高工作效率。利用EDA技術(shù)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)教學(xué)具有縮短設(shè)計(jì)周期，節(jié)省設(shè)計(jì)、實(shí)驗(yàn)費(fèi)用，提高設(shè)計(jì)質(zhì)量等優(yōu)點(diǎn)，因而得到了越來越多的應(yīng)用［4］。

表2給出了Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC體系的體彈性模量、剪切模量、楊氏模量、泊松比、硬度、體彈性模量與剪切模量的比值（簡(jiǎn)稱為B／G比值）。純SiC的體彈性模量為212．03 GPa，剪切模量為189．40 GPa，楊氏模量為437．83 GPa。對(duì)比純SiC的體彈性模量，發(fā)現(xiàn)Fe摻雜3C－SiC時(shí)體彈性模量沒有明顯改善，但Co和Ni摻雜的3C－SiC體系體彈性模量略微下降。與體彈性模量變化不同，F(xiàn)e摻雜的3C－SiC體系剪切模量降低，但變化量小。Co和Ni摻雜后剪切模量變化卻與體彈性模量變化類似，下降明顯。另一方面，F(xiàn)e、Co及Ni對(duì)3C－SiC楊氏模量的影響與其對(duì)剪切模量的作用相似，均有所下降，其中Fe摻雜3C－SiC體系變化量最小。

表2 Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的體彈性模量、剪切模量、楊氏模量、泊松比、硬度和B／G比值Table 2 Bulk modulus，shear modulus，Young’s modulus，poisson ratio，hardness and B／G of 3C－SiC doped with Fe，Co and Ni

Fe、Co及Ni元素的摻雜均會(huì)使3C－SiC體系泊松比數(shù)值增大，泊松比的數(shù)值越大，共價(jià)鍵作用越弱，其對(duì)應(yīng)的相關(guān)彈性模量相對(duì)越弱，與摻雜后3C－SiC的彈性模量的計(jì)算結(jié)果一致。據(jù)硬度值的計(jì)算結(jié)果可知，通過在3C－SiC中摻雜合金元素Fe、Co及Ni可使其硬度變小，當(dāng)摻雜元素為Co和Ni時(shí)會(huì)使其硬度值降低顯著。通過B／G比值分析，與純SiC相比Fe、Co及Ni摻雜均會(huì)使3C－SiC體系B／G比值提高。

綜上所述，通過在3C－SiC中摻雜合金元素Fe、Co及Ni，會(huì)降低其體彈性模量、剪切模量、楊氏模量和硬度?；贐／G的比值和泊松比計(jì)算結(jié)果可知，F(xiàn)e、Co及Ni摻雜會(huì)增大SiC泊松比和B／G比值，改變3C－SiC的力學(xué)性能。但總的來說，F(xiàn)e－SiC、Co－SiC、Ni－SiC三種摻雜體系中Fe－SiC體系的力學(xué)性能變化量最小，與純SiC最接近。進(jìn)一步說明Fe的存在對(duì)3C－SiC的性能影響最小。

2．1．3 態(tài)密度的比較

為了探究合金元素對(duì)3C－SiC力學(xué)性能影響的內(nèi)在原因，首先計(jì)算Fe、Co及Ni摻雜3C－SiC的態(tài)密度，其次對(duì)體系中原子間的成鍵性質(zhì)進(jìn)行了分析。圖2示出了SiC、Fe－SiC、Co－SiC和Ni－SiC的總態(tài)密度和分波態(tài)密度，圖中縱向虛線表示費(fèi)米能級(jí)。與SiC態(tài)密度相比，F(xiàn)e、Co及Ni的摻雜明顯改變了SiC的電子結(jié)構(gòu)，費(fèi)米能級(jí)附近態(tài)密度發(fā)生明顯變化，費(fèi)米面附近有能量穿過，體系具有金屬性。態(tài)密度越低，體系越穩(wěn)定，說明摻雜Fe、Co及Ni會(huì)影響3CSiC體系的穩(wěn)定性。但與Co和Ni摻雜體系相比，F(xiàn)e摻雜后的體系態(tài)密度變化最小，即三種元素?fù)诫s體系中Fe－SiC較穩(wěn)定。

由分波態(tài)密度圖可知，計(jì)算體系不同原子的各個(gè)軌道電子對(duì)總態(tài)密度均有貢獻(xiàn)。圖2（a）中，SiC總態(tài)密度在橫坐標(biāo)為－11．3 eV和－7．1 eV處有兩個(gè)較為明顯的尖峰，將其命名為p1和p2。其中，p1峰主要由C－2s、Si－3p軌道組成，p2峰主要由C－2p、Si－3s軌道雜化而成，說明Si原子和C原子之間有共價(jià)鍵形成。圖2（b）～圖2（d）總態(tài)密度均有三個(gè)峰值，分別為p1、p2和p3。其中p1峰和p2峰的軌道雜化組成與SiC一致，形成C—Si共價(jià)鍵。而Fe－SiC體系中p3峰主要是由Fe－3d和C－2p軌道電子共同組成且它們之間存在較強(qiáng)雜化，從而形成Fe—C離子鍵。Co－SiC和Ni－SiC體系與之相似，分別形成Co—C和Ni—C離子鍵。已知離子鍵強(qiáng)度相對(duì)大小為Ni—C鍵＞Co—C鍵＞Fe—C鍵，離子鍵越強(qiáng)對(duì)C—Si共價(jià)鍵的影響就越大。故在Fe－SiC、Co－SiC和Ni－SiC體系中，F(xiàn)e－SiC力學(xué)性能下降最少，最穩(wěn)定。

圖2 SiC、Fe－SiC、Co－SiC和Ni－SiC的總態(tài)密度圖和分波態(tài)密度圖Fig．2 DOS and PDOS of SiC，F(xiàn)e－SiC，Co－SiC and Ni－SiC

2．2 Fe摻雜濃度對(duì)3C－SiC的影響

2．2．1 對(duì)3C－SiC力學(xué)性能的影響

綜上可知Fe－SiC、Co－SiC和Ni－SiC體系中Fe－SiC體系最穩(wěn)定，即Fe元素的摻雜對(duì)3C－SiC力學(xué)性能的影響最小。且在催化反應(yīng)法制備3C－SiC的過程中，F(xiàn)e的催化效果優(yōu)于Co和Ni［21］的。因此，進(jìn)一步分析摻雜元素對(duì)3C－SiC體系力學(xué)性能的影響時(shí)，選擇Fe－SiC體系作為研究對(duì)象，研究不同濃度（x）Fe元素（摻雜的原子濃度分別為0、1．56%、3．125%、6．25%、12．5%）摻雜時(shí)3C－SiC體系的力學(xué)性能，結(jié)果如表3所示。

表3 不同濃度Fe摻雜3C－SiC體系的體彈性模量、剪切模量、楊氏模量、泊松比、硬度和B／G比值Table 3 Bulk modulus，shear modulus，Young’s modulus，poisson ratio，hardness and B／G of 3C－SiC with different Fe doping concentrations

從整體來看，隨著Fe元素?fù)诫s量（x）從1．56%增加至12．5%，體系的力學(xué)性能呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)，F(xiàn)e的摻雜濃度越大對(duì)體系力學(xué)性能的削弱程度越大。體積模量可以反映出材料抗體積變化的能力，一般來說，體積模量越大，體系的硬度越高。根據(jù)體彈性模量的變化可看出，隨著Fe摻雜濃度的增大，F(xiàn)e－SiC體系的體彈性模量值先增加后減小，即抗體積變化能力先下降后上升，具體而言，在低濃度（1．56%，x）時(shí)體彈性模量值為212．08 GPa，較未摻雜SiC的212．03 GPa，變化值僅為0．05 GPa，變化量為0．023%，幾乎不會(huì)影響其性能。剪切模量和楊氏模量可以反映出材料的抗剪切變形能力和剛度，隨著Fe摻雜濃度的增加，與純的SiC相比較，兩者的數(shù)值都有一定程度的減小，剪切模量的數(shù)值從189．40 GPa變至140．21 GPa，下降了49．19 GPa，楊氏模量的數(shù)值從437．83 GPa減小到344．71 GPa，說明其摻雜體系的抗彈性形變能力降低。當(dāng)Fe摻雜濃度（x）為1．56%時(shí)，剪切模量和楊氏模量變化量?jī)H為3．57%與2．77%，說明低濃度Fe摻雜后的3C－SiC體系抗彈性形變能力基本沒有變化，進(jìn)一步證明低濃度Fe摻雜幾乎不會(huì)影響3C－SiC的力學(xué)性能。

泊松比可以表征材料的脆性和延展性，當(dāng)泊松比大于0．26時(shí)，材料呈延展性，否則呈脆性。隨著Fe摻雜濃度的增加體系的泊松比逐漸增大，當(dāng)Fe摻雜濃度（x）增為12．5%時(shí)，泊松比從未摻雜時(shí)的0．156增加至0．229，小于0．26，說明材料呈脆性。所以在低濃度時(shí)Fe摻雜并不會(huì)改變材料的脆性。觀察硬度值變化可知，在3C－SiC體系中添加Fe元素會(huì)使硬度值降低，耐磨性降低，當(dāng)摻雜濃度（x）為1．56%時(shí)，硬度值為30．99，與純SiC（33．15）相比，僅降低了2．16，變化不明顯。B／G比值可以用來判斷材料的塑韌性，當(dāng)B／G比值大于1．75時(shí)，材料表現(xiàn)為延展性，否則表現(xiàn)為脆性，觀察B／G比值可知無論摻雜Fe元素與否，B／G比值均小于1．75，說明低濃度Fe元素的摻雜不會(huì)改變體系的脆韌性。

綜上所述，低濃度Fe元素?fù)诫s對(duì)3C－SiC體系的力學(xué)性能影響不明顯，當(dāng)Fe摻雜濃度（x）為1．56%時(shí)，與純SiC力學(xué)性能最為相近。

2．2．2 對(duì)態(tài)密度的影響

計(jì)算不同摻雜濃度Fe－SiC體系態(tài)密度和分波態(tài)密度圖，以便更好地分析Fe元素?fù)诫s對(duì)3C－SiC力學(xué)性能影響的內(nèi)在原因，各圖中所有縱向的虛線均表示費(fèi)米能級(jí)，其結(jié)果見圖3。

對(duì)比圖3（a）～圖3（d）可知，不同摻雜濃度Fe－SiC在Fe摻雜前后其總態(tài)密度趨勢(shì)基本不變，即皆有三個(gè)明顯的波峰p1、p2和p3。根據(jù)分波態(tài)密度分析可知，F(xiàn)e－SiC體系態(tài)密度主要由Fe原子的d軌道、C原子的p軌道和Si原子的p軌道組成。具體而言，不同濃度Fe元素?fù)诫s的3C－SiC體系與純SiC中的Si和C之間的成鍵電子組成基本一致，并未有較大的差異且均形成C—Si共價(jià)鍵，即峰p1和p2基本不變。成鍵電子的差異性主要表現(xiàn)在摻雜的Fe元素上，F(xiàn)e元素的3d軌道電子會(huì)與晶胞內(nèi)其他原子的成鍵電子之間產(chǎn)生強(qiáng)烈的局域雜化，形成相對(duì)明顯的雜化峰，因此Fe離子與相鄰的C離子形成Fe—C離子鍵，削弱SiC的剪切模量等力學(xué)性質(zhì)。而且隨著Fe摻雜濃度的增加，p3峰值會(huì)減小，進(jìn)而影響體系的化學(xué)鍵合。這也是體系剪切模量和楊氏模量下降，力學(xué)性能變化的原因所在。

圖3 不同F(xiàn)e摻雜濃度3C－SiC的總態(tài)密度圖和分波態(tài)密度圖Fig．3 DOS and PDOS of 3C－SiC with different Fe doping concentrations

對(duì)比圖2（a）中純SiC態(tài)密度和分波態(tài)密度圖發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Fe摻雜濃度（x）為1．56%（換算質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4．28%）時(shí)，F(xiàn)e－SiC體系總態(tài)密度和分波態(tài)密度圖與純SiC基本一致，進(jìn)一步說明低濃度Fe元素?fù)诫s對(duì)3C－SiC體系的力學(xué)性能影響不明顯。

在實(shí)際試驗(yàn)中采用催化反應(yīng)法制備碳化硅粉體時(shí)，F(xiàn)e催化劑加入量基本不超過Si質(zhì)原料的2．0%（w）。文獻(xiàn)［21］表明加入2．0%（w，相對(duì)于Si粉原料）的Fe為催化劑時(shí)，Si粉可全部轉(zhuǎn)化為3C－SiC納米粉體。計(jì)算發(fā)現(xiàn)產(chǎn)物3C－SiC粉體中Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1．4%，＜4．28%；王軍凱等［23］以工業(yè)硅藻土為原料添加1．0%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，相對(duì)于硅藻土原料）的Fe作催化劑可合成純相的3C－SiC，經(jīng)計(jì)算3C－SiC產(chǎn)物中Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1．5%，＜4．28%。此外，本文中的計(jì)算結(jié)果表明，低濃度催化劑殘留不會(huì)對(duì)3C－SiC的性能產(chǎn)生很大影響，更不大可能影響其在耐火材料中的應(yīng)用。因此，用Fe作為催化劑，采用催化反應(yīng)法批量制備碳化硅粉體應(yīng)用于耐火材料領(lǐng)域在理論是完全可行的。

3 結(jié)論

（1）采用第一性原理平面波贗勢(shì)法對(duì)3C－SiC晶體和Fe、Co及Ni元素?fù)诫s3C－SiC體系進(jìn)行熱力學(xué)性質(zhì)、力學(xué)性能和電子結(jié)構(gòu)的分析。Fe－SiC、Co－SiC及Ni－SiC體系中形成Fe—C、Co—C、Ni—C離子鍵，破壞了Si原子和C原子之間的共價(jià)鍵，導(dǎo)致其力學(xué)性能在不同程度上均有所下降，但Fe－SiC體系是三種摻雜體系中最穩(wěn)定的。

（2）隨著Fe元素?fù)诫s量的增加，體系的力學(xué)性能呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)。當(dāng)Fe元素?fù)诫s濃度為1．56%（x）時(shí)，與純SiC相比，F(xiàn)e－SiC體系體彈性模量值變化量為0．023%，剪切模量和楊氏模量變化量為3．57%和2．77%，硬度值變化不明顯，脆韌性不發(fā)生變化。說明低濃度Fe元素?fù)诫s對(duì)3C－SiC體系的力學(xué)性能影響不明顯。1．56%（x）Fe－SiC體系總態(tài)密度和分波態(tài)密度圖與SiC的基本一致，說明低濃度Fe元素?fù)诫s的3C－SiC體系與未摻雜體系性能相似。因此，以Fe為催化劑，采用催化反應(yīng)法批量制備碳化硅粉體應(yīng)用于耐火材料領(lǐng)域在理論上是完全可行的。