《超高温陶瓷材料》专题——不同SiC源对Cf/ZrB2–SiC复合材料微结构和力学性能的影响

张幸红，张东洋，胡  平，方  成

(哈尔滨工业大学，复合材料与结构研究所，哈尔滨 150001)

摘  要：采用新型浆料注射/真空浸渍工艺实现了超高温陶瓷组分与碳纤维的有效复合，并结合低温(1 450 ℃)热压烧结实现了 Cf/ZrB₂–SiC 复合材料的制备。研究了不同 SiC 源(SiC 粉体和聚碳硅烷PCS)对复合材料微结构和力学性能的影响，结果表明：基于聚碳硅烷优异的流动性实现了陶瓷组分在纤维束内和束间的有效填充，并经低温热压烧结后 Cf/ZrB₂–PCS 复合材料的相对密度为 91.3%，主要归结于聚碳硅烷裂解后残留的微量无定性碳起到了表面除氧的作用而促进致密化，但该无定性碳弱化了晶界强度而导致力学性能降低。同时 Cf/ZrB₂–PCS 复合材料表现出非脆性断裂模式且断裂功高达539 J/m²，较 Cf/ZrB₂–SiCp 复合材料提升高达 84.6%；该复合材料断裂功的提升主要归结于裂纹偏转、裂纹分叉和纤维桥联等多种增韧机制的协同效应，大幅度改善了 ZrB₂基超高温陶瓷材料的损伤容限和可靠性。

关键词：陶瓷基复合材料；碳化硅粉体；聚碳硅烷；浆料注射；热压烧结；断裂功

中图分类号：TB302    文献标志码：A   

文章编号：0454–5648(2018)12–1694–06

网络出版时间：2018–10–25

收稿日期：2018–04–27。   

修订日期：2018–05–24。

基金项目：国家杰出青年基金(51525201)资助。

第一作者：张幸红(1972—)，男，博士，教授。

前言

       ZrB₂ 基超高温陶瓷材料因其优异的室温及高温力学性能和良好的抗氧化/烧蚀能力，能在 2 000 ℃以 上的氧化环境中长时间服役，因此在飞行器鼻锥和翼前缘等高温结构部件中具有广泛的应用前景^[1–5]， 但 ZrB₂ 基超高温陶瓷材料较低的损伤容限和较差的抗热冲击性能严重制约了其在工程上的应用^[6–7]。 碳纤维具有高强度、高刚度以及优异的热力学稳定 性等特性，引入碳纤维带来的多种增韧机制(如裂纹偏转、界面剥离、纤维桥联和纤维拔出)能够大幅度提升 ZrB₂ 基超高温陶瓷的损伤容限，是有望突破ZrB₂基超高温陶瓷材料本征脆性最具潜力的增韧 方式^[8–12]，尽管如此，碳纤维在烧结过程中的结构损伤抑制和纤维/陶瓷复合难题仍然制约了纤维增韧超高温陶瓷材料的广泛应用^[13–14]。研究表明：高烧结温度是碳纤维损伤的主控因素，采用纳米陶瓷粉体可以实现陶瓷材料低温烧结，有效抑制碳纤维结构损伤^[15]。针对碳纤维与陶瓷组分复合难题，研究人员开发了一系列技术将超高温陶瓷组分引入碳纤维中，主要包括化学气相渗透 (CVI)^[16]、前驱体浸渍-裂解(PIP)^[17]、反应熔体渗透(RMI)^[18]以及浆液渗透(SI)^[19]等。化学气相渗透工艺需要长时间气源引入，导致其制备周期长和成本较高^[20]；真空浸渍裂解工艺的局限性在于反复浸渍–裂解过程导致制备周期长，且高温裂解过程易导致性能退化^[21]；浆料浸渍法虽然其成本低且工艺简单，但易受限于样品尺寸而产生密度梯度^[22]，故如何突破纤维与陶瓷组分的有效复合至关重要。

       本工作采用一种简单高效的浆料注射/真空浸渍工艺实现了陶瓷组分与连续纤维的有效复合，并基于高烧结活性 ZrB₂粉体实现了 Cf/ZrB₂–SiC 复合材料的低温烧结制备。研究了不同SiC 源(SiC 粉体 和 SiC 前驱体)对 Cf/ZrB₂–SiC 复合材料的微结构及力学性能的影响，并分析了 Cf/ZrB₂–SiC 复合材料的典型增韧机制。

结论

1) 采用浆料注射/真空浸渍工艺实现了纤维与陶瓷组分的有效复合，并基于纳米 ZrB₂粉体引入实现了 Cf/ZrB₂–SiC 复合材料的低温烧结制备和碳纤维损伤抑制。

2) 液态聚碳硅烷前驱体引入实现了陶瓷组分在纤维束间和束内的有效填充，且 Cf/ZrB₂–PCS 复合材料的断裂功为 539 J/m²，较 Cf/ZrB₂–SiCp复合材料提升高达 84.6%。

3) Cf/ZrB₂–PCS 复合材料表现出非脆性断裂模式，且断裂过程中呈现出裂纹偏转、裂纹分叉和纤维桥联等增韧现象，大幅度改善了 ZrB₂基陶瓷材料的损伤容限和可靠性。

文中部分图表