陶瓷基复合材料( Ceram ic m atrix composit e, CMC) 是在 陶瓷基体中引入第二相材料, 使之增强、 增韧的多相材料, 又 称为多相复合陶瓷( M ultiphase com posite ceram ic) 或复相陶 瓷( Diphase ceram ic) [ 1] 。陶瓷基复合材料是 20 世纪 80 年代 逐渐发展起来的新型陶瓷材料, 包括纤维( 或晶须) 增韧( 或 增强) 陶瓷基复合材料、 异相颗粒弥散强化复相陶瓷、 原位生 长陶瓷复合材料、 梯度功能复合陶瓷及纳米陶瓷复合材料。 其因具有耐高温、 耐磨、 抗高温蠕变、 热导率低、 热线胀系数 低、 耐非物理性腐蚀、 强度高、 硬度大及介电、 透波等特点, 在有机 材料基和金属材料基不能够满足性能要求的工况下能够获得 广泛应用, 成为理想的高温结构材料。文献[ 2] 报道, 陶瓷基 复合材料正是人们预计在 21 世纪中可替代金属及其合金的 发动机热端结构的首选材料。鉴于此, 许多国家都在积极开 展陶瓷基复合材料的研究, 大大拓宽了其应用领域, 并相继 研究出各种制备新技术 [ 3] , 其中, C/ SiC 陶瓷基复合材料是其 中一个很重要的体系。C/ SiC 陶瓷基复合材料主要有两种 类型, 即碳纤维/ 碳化硅( Cf / SiC ) 和碳颗粒/ 碳化硅( Cp / SiC ) 陶瓷基复合材料。Cf / SiC 陶瓷基复合材料是利用 C f 来增强

  SiC 陶瓷基复合材料的各种技术及其在航空航天、 光学系统、 空间技术 、 交通 工具( 刹车片、 、 阀) 能源技 术等领域 的应 用, 展望了可应用于玻 璃工业中的纳米碳颗粒与亚微米碳化硅复 合的陶瓷 基复合材 料制备 工艺, 可拓宽 该陶瓷 基复 合材料的应用领域。 关键词

  渍热分解转化技术制备的陶瓷基复合材料孔隙率高、 体积变 形大、 工艺周期长、 生产效率低、 工艺成本高, 不利于其推广 应用。因此, 有待于探讨新的制备方法, 如 PIP 与 CV I 联用, 不仅仅可以提高复合材料的致密性, 而且缩短周期, 提高生产 效率。

  化学 气 相沉 积 技术 ( Chem ical vapor deposit ion, 简 称 CVD) 是在具有贯通间隙的增强相材料( 如纤维、 晶须或 颗 粒) 坯体或纤维编织体骨架中沉积陶瓷基体制备陶瓷基复合 材料的方法, 其工艺为纤维编织体骨架或坯体置于化学气相 沉积炉内, 通入沉积反应源气, 在沉积温度下热解或发生反 应, 生成所需的陶瓷基体材料, 沉积在坯体的孔隙中, 并逐步 填满。化学气相沉积温度一般为 1100~ 1500 e 。如闫志巧 等 [ 16] 采用化学气相沉积法, 于 1100 e 在碳纤维增强碳化硅 复合材料表面制备 SiC 涂层, 研究了涂层连续沉积和分 4 次 沉积( 每次沉积时间为 6h) 所制备的 SiC 涂层的微观结构和 涂层样品的氧化性能。根据结果得出, 与连续涂层样品相比, 4 次 涂层能明显提高 C/ SiC 样品的抗氧化性能。CVD 工艺的优 点是: 复合材料在制备过程中纤维受到的机械损伤和化学损 伤小; 可以制备纤维多向排布、 编织和复杂形状的制品; 可用 于制备组成可调的梯度功能复合材料。但 CV D 技术也存在 不足: 生产周期长, 效率低, 成本高; 坯体中的孔隙在 CV D 过 程中容易堵塞或形成闭孔, 即使提高压强, 反应源气体也无 法进入, 因而难以获得高致密性的复合材料。目前常见的有 常压 CV D、 低压 CV D、 等离子 CVD、 CVD、 热 间隙 CVD 和激 光 CVD 等方法。 基于 CVD 技术存在难以克服的缺点, 人们又在此基础 上发展了化学气相渗积技术。其基础原理是将气态先驱体 送达多孔隙的纤维编制预成型体中的纤维表面, 在其上发生 化学反应, 生成不挥发的产物并沉积, 形成陶瓷基体, 与预成 型体中的纤维一道构成复合材料, 并有可能用于净成型而毋 须对复合材料产品做二次机械加工。CVI 与 CVD 相比具 有效率高、 速度快、 密度高、 强度高、 韧性高、 临界应变值高, 可以制备大尺寸部件等诸多优点。 常规的 CV I 工艺是等温 CVI, 它具有能在同一反应炉 中同时沉积多个或不一样的形状的预制件的优点, 但只能沉积简 单的薄壁件, 对于粗厚型件内部往往出现孔洞, 存在致密性 差, 材料沉积不均匀的问题, 同时其工艺周期特别长, 材料 制备成本比较高。为降低成本, 缩短工艺周期和优化工艺, 陆续出现了脉冲法、 热梯度法、 压差温度梯度法等。北京航 空材料研究院提出了一种位控化学气相沉积法来制备 Cf / SiC 材料, 制备的复合材料致密性好, 当纤维的体积分数约 为 50% 时, 材 料 的 密 度达 到 2. 44g/ cm , 为理 论 密 度 的 96% 。除此以外还有激光 CV I( LCVI) 法、 强制流动热梯度 C VI 法( FCVI) 、 微波 CVI 法( M WCVI) 等, 应用这些工艺, 可制 备零维到三维的形状稍微复杂的陶瓷材料构件 [ 17, 18] 。如魏 玺等[ 19] 根据 C 纤维预制体的结构特征, 建立了 ICVI 过程中 预制体孔隙演变的/ 多尺度孔隙模型0, 并根据化学反应动力 学和传质学的基本理论, 建立了用于 C/ S iC 复合材料 IC VI

  增韧 SiC 陶瓷, 从而改善陶瓷的脆性, 实现高温结构材料所 必需的性能, 如抗氧化、 耐高温、 耐腐蚀等; Cp / SiC 陶瓷基复 合材料是利用 Cp 来降低 SiC 陶瓷的硬度, 实现结构陶瓷的可 加工性能, 同时拥有非常良好的抗氧化性、 耐腐蚀、 自润滑等。本 文主要综述了 Cf / S iC 陶瓷基复合材料的制备及应用研究现 状, 并且从结构和功能一体化的角度, 提出了采用软机械力 化学法制备 C p 与 SiC 复合粉体, 通过无压烧结得到强度、 抗 氧化性、 耐腐蚀等性能以满足普通民用工业用的 Cp / SiC 陶 瓷基复合材料的制备技术及应用前景。 陶瓷基复合材料的性能与其结构紧密相关, 原材料、 结 构和工艺不同, 材料的性能也不同。构成复合材料的组分材 料包括纤维、 基体和界面, 对于 C/ SiC 陶瓷基复合材料而言, 界面的材料和结构是影响其性能的关键。陶瓷基复合材料 的性能包括物理化学性能和力学性能, 物化性能主要有 密 度、 孔隙率、 线线胀系数、 热扩散系数、 热导率、 比热容、 抗氧 化等, 力学性能主要有强度、 模量、 断裂韧性、 疲劳、 高温 蠕 变、 抗热震性、 耐烧蚀等性能。韩秀峰等 [ 4] 通过对 C/ SiC 复 合材料进行基体改性, 制备了 2D C/ C -SiC 复合材料, 并与 2D C iC 的显微结构和力学性能作了对比, 根据结果得出, 2D C/ C -S SiC 复合材料可在基本保持 2D C/ S iC 的抗弯强度的基础上,

  显著提高断裂韧性, 基体改性效果明显, 并得出结论, 纤维的 逐级拔出是 K IC 提高的原因。郭友军等[ 5] 采用 CVI 法制备了 在厚度方向上具有纤维增强的 3D C/ S iC 陶瓷基复合材料, 其层间抗剪切强度比二维碳布叠层 C/ S iC 复合材料的剪切 强度提高 171. 4% , 表现出良好的结构特征和优异的力学性 能。然而, 2D 层合编织结构虽工艺成熟、 成本低、 制品尺寸 范围广, 但层间结合强度不高, 易分层; 3D 整体编织结构虽 能有效提升厚度方向的强度和抗冲击损伤性能, 但编织角较 小时横向力学性能较差。2. 5D C/ SiC 复合材料是一种不同 于 2D 和 3D 的新型复合材料, 其编织结构是用纬纱贯穿经 纱, 形成互锁, 从而增强材料层间结合强度, 并改善横向力学 性能。如 Boit ier 等 对 2. 5D C/ SiC 复合材料的拉伸蠕变 [ 9] 性能来测试和研究。Dalm az 等 对 2. 5D C/ SiC 复合材料 [ 10] 的循环疲劳性能和弹性模量进行研究和分析。李宏等 对 2. 5D C/ SiC 复合材料的热物理性能进行了研究并得出结论: 从室温到 1400 e 纵向、 横向的热膨胀系数随温度的升高而缓 慢增加, 在 350 e 和 700 e 附近出现波动; 横向的热膨胀系数 略高于纵向, 厚度方向的热扩散系数随温度的升 高逐渐降 低, 且下降速率随温度的升高而变缓; 经过 CVD SiC 涂层后, 材料热扩散系数提高 1~ 2 倍。姚亚东等 [ 11] 以正硅酸乙酯和 硝酸铝为原料, 制备了莫来石溶胶, 用浸涂法在碳/ 碳化硅 ( Cf / S iC) 上制备 莫来石涂层( M ullite coat ing, M C) , 对 Cf / SiC 和 Cf / SiC MC 进行了等温 -氧化实验, 并研究了两者的氧 化规律。根据结果得出, C f / SiC 和 Cf / SiC M C 的氧化都可以划分 为 3 个主要阶段: H 700 e ; 700 e H 1000 e ; 1000 e H 1200 e 。在各个阶段, 控制氧化速率的机理各有不同, Cf / SiC M C 的氧化质 量损失比 Cf / SiC 的低 50% 左 右, 由此得出, M C 有效提升了 Cf / SiC 的抗氧化性能。

  (1 华南理工大学材料科学与工程学院, 广州 510640; 2 北方民族大学材料科学与工程学院, 银川 750021)

  碳/ 碳化 硅( C/ SiC) 陶瓷基复合材料是重要的热结构材料体系之一。综述了近年 来发展的 有关制备 C/