SiC晶須增強SiCf/SiC復合材料的力學性能

　　摘要：以連續SiC纖維為增強體，采用前驅體浸漬裂解工藝，在復合材料基體中引入SiC晶須制備出多級增強的SiCf/SiC-SiCw復合材料，并采用化學氣相滲透工藝在SiC晶須表面制備BN界面層，研究了SiC晶須及其表面BN界面層對復合材料的性能影響。結果表明：在復合材料中引入SiC晶須后，由于晶須的拔出、橋連及裂紋偏轉等作用增加了裂紋在基體中傳遞時的能量消耗，使SiCf/SiC復合材料的壓縮強度有明顯提高，當引入體積分數為20%的SiC晶須時，復合材料壓縮強度提高了22.6%，可達673.9MPa。通過化學氣相滲透工藝在SiC晶須表面制備BN界面層后，復合材料的拉伸強度、彎曲強度和斷裂韌度分別為414.0，800.3MPa和22.2MPa·m1/2，較SiC晶須表面無界面層時分別提高了13.9%，8.8%和19.0%。

　　姜卓鈺; 束小文; 呂曉旭; 高曄; 周怡然; 董禹飛; 焦健， 材料工程 發表時間：2021-07-05

　　關鍵詞：陶瓷基復合材料;SiC晶須;力學性能;BN界面層

　　近年來，隨著發動機推重比的不斷提高，燃燒室、渦輪與加力燃燒室等熱端部件對材料的耐高溫性提出了更高的要求。相比傳統的高溫合金材料，SiCf/SiC復合材料可以有效減輕部件質量，減少冷空氣流量，顯著提升工作溫度，因而是制備高性能發動機高溫構件的理想材料[1-2]。而SiCf/SiC復合材料在高溫使用過程中，基體會形成孔洞和裂紋等缺陷，導致材料脆性大，損傷韌性不足，疲勞壽命短，難以滿足下一代發動機材料疲勞性能的需求[3-5]。因此現階段有必要探索微納米增強體多級增韌等技術途徑，開發更耐高溫、更高損傷容限的SiCf/SiC復合材料。

　　納米增強體作為第二增強體引入到復合材料基體中，可通過裂紋偏轉及橋連等增韌機制，從多尺度提高增強相的增強效果，進一步提高復合材料的耐氧化性能、力學性能等。SiC晶須(SiCw)是一種性能優異的納米增強體，將其引入到纖維布層間和纖維束間的脆性基體中，可有效增加裂紋擴展距離，改善微區基體的脆性，提高微區基體的韌性，從而進一步提高陶瓷基復合材料的力學性能[6-7]。同時由于納米增強體可以阻礙基體脆性裂紋中的氧分子的流通，因此能夠有效改善陶瓷基復合材料的高溫耐氧化性能[8]。

　　Hui等[9]在Cf/SiC復合材料中引入了SiC晶須后，復合材料的性能明顯提高。而采用SiC晶須或納米纖維作為增強體時，易與SiC基體之間形成強結合，不利于發揮SiC納米增強體的作用，因此，需要在納米增強體表面沉積一層界面層[10]。研究者采用CVD法在納米纖維表面沉積了熱解碳(PyC)界面層，發現復合材料的性能得到明顯改善[11-12]。然而PyC界面層的起始氧化溫度為450℃，作為界面層時不利于復合材料的長時高溫性能[13]。而六方的BN界面層晶體結構與PyC類似，由于其起始氧化溫度較高，作為界面層時具有更加優異的抗氧化性能，因而經常被用作SiCf/SiC復合材料中的界面相[14-15]。本工作采用前驅體浸漬裂解工藝制備連續SiC纖維和SiC晶須多級增強的SiCf/SiC-SiCw復合材料，并在SiC晶須表面制備BN界面層，研究SiC晶須及BN界面層對復合材料力學性能的影響。

　　1實驗材料及方法

　　1.1實驗材料

　　增強體纖維采用國產二代SiC纖維;在SiC纖維表面沉積BN界面層，作為纖維與基體之間的界面相;SiC晶須由浙江金剛云納米纖維科技有限公司提供，具體參數見表1。

　　聚碳硅烷(Polycarbosilane，PCS)為橙黃色液體，由中國科學院化學研究所提供，固化溫度為120～240℃。

　　1.2樣品制備

　　SiCf/SiC復合材料的制備：①在SiC纖維表面涂刷PCS樹脂制備預浸料;②將預浸料熱壓固化制備出平板實驗件;③高溫燒結得到多孔平板;④采用前驅體浸漬多孔平板;⑤循環步驟③和④進行致密化。循環9次制備出復合材料平板件(下同)，將本試樣標記為S1。

　　SiCf/SiC-SiCw復合材料的制備：①分別將體積分數為10%和20%SiC晶須添加到PCS中;②將混合物裝入尼龍罐并放置在球磨機上球磨制備混合料漿，球磨機轉速設置為160r/min，球磨5h得到混合料漿;③將混合料漿涂刷至SiC纖維上得到預浸料。隨后的熱壓、高溫燒結、浸漬及循環過程同S1制備步驟中②～⑤。將SiC晶須體積分數為10%和20%的試樣分別標記為S2和S3。

　　SiCf/SiC-SiCw(BN)復合材料的制備：本樣品中晶須含量、料漿制備、預浸料制備、熱壓固化及高溫燒結方法同S2。不同的是本樣品初次燒結后將樣品放入化學氣相沉積爐進行BN沉積，結束后再采用前驅體浸漬。隨后循環高溫燒結-浸漬過程進行致密化，將本試樣標記為S4。

　　1.3測試表征

　　試樣的密度和顯氣孔率采用排水法進行測試;彎曲強度采用MTS810材料實驗系統進行測試，參照標準為GB/T6569-2006;斷裂韌度采用微機控制電子萬能試驗機C45.105進行測試，參照標準為GB/T23806-2009;拉伸強度采用Instron8801型萬能材料試驗機進行測試，參照標準為GJB6475-2008;壓縮強度采用微機控制電子萬能試驗機C45.105進行測試，參照標準為GJB6476-2008。采用NovaNanoSEM450掃描電子顯微鏡(SEM)對樣品的微觀形貌進行觀察。

　　2結果與討論

　　圖1為SiC纖維表面制備了界面層后的微觀形貌和EDS圖譜。可見沉積了界面層后，SiC纖維單絲之間并未粘連，SiC纖維保留了較為光滑致密的表面。由圖1插圖可見，SiC纖維的直徑約13μm，其外層包裹著一層均勻的界面層，界面層與SiC纖維結合緊密，可避免界面層從纖維表面脫落。由EDS結果可以看出，該界面層為BN。

　　將SiC晶須混入PCS前驅體制備出混合料漿，其微觀形貌如圖2(a)所示。由圖2(a)可見混合料漿中SiC晶須亮度較高。由高倍放大形貌可見，高亮度SiC晶須具有較好的線性均勻性，其直徑約為100nm。圖2(b)為混合料漿的面掃描和EDS能譜分析結果，可見混合料漿中C元素與Si元素均勻分布，表明SiC晶須在混合料漿中分散得較為均勻。

　　以圖1所示沉積界面層后的SiC纖維為連續增強體，采用PCS前驅體和圖2所示的混合料漿制備復合材料S1和S2。對復合材料進行物理性能測試，結果如表2所示。由表可見，S1和S2樣品的密度和孔隙率較為接近。但在S2樣品中引入了SiC晶須后，復合材料中基體的體積有所增加，導致S2樣品的纖維體積分數相比于S1有所降低。

　　表3為S1和S2樣品的力學性能結果。可見相比于S1樣品，S2樣品的壓縮強度提高了14.6%，但其拉伸強度、彎曲強度及斷裂韌度均有所降低。為了驗證引入SiC晶須對SiCf/SiC復合材料的壓縮強度的影響規律，將混合料漿中SiC晶須的含量提高至20%，制備出S3復合材料，其物理性能如表2所示。對S3樣品的壓縮強度進行測試，結果如圖3所示。可見當SiC晶須含量提高至20%時，復合材料壓縮強度進一步提高至673.9MPa，比S1樣品高22.6%。

　　圖4為S1～S3樣品壓縮斷口的微觀形貌。由圖4(a)可見，S1樣品受壓縮載荷產生裂紋后，橫向纖維束層間的基體層發生斷裂，層內纖維延續性較好，基體斷口較為平整。由圖4(b)可見S2樣品壓縮斷口中出現多層橫向纖維斷口，基體斷口高低起伏較為明顯。同樣，在S3樣品斷口中，不同層斷裂的橫向纖維和斷口處基體的起伏更明顯(圖4(c))。

　　當復合材料基體中受載荷作用形成微裂紋時，分布在基體中的SiC晶須與基體發生脫粘拔出(圖5(a))、橋連(圖5(b))及裂紋偏轉(圖5(c))等作用，使得裂紋尖端應力松弛，減緩了裂紋的擴展速度，延長擴展路徑，消耗更多的能量，從而使復合材料具有更高的強度[16-18]。結合圖4可見，S1樣品基體中未添加SiC晶須，因此復合材料基體產生裂紋后，在層內的基體中迅速擴展，導致復合材料失效。而在S2和S3樣品中，裂紋在復合材料基體中擴展時一般較難穿過晶須，更容易繞過晶須并沿晶須表面擴展，即發生了裂紋偏轉作用。這種偏轉作用使基體中的裂紋發生層間擴展，避免了層內迅速擴展，延長擴展路徑，降低了裂紋擴展時的拉應力，增加了裂紋擴展過程中的能量消耗[19];當復合材料出現較大裂紋時，SiC晶須的拔出和橋連作用也會增加裂紋擴展時的能量消耗，從而使得復合材料的壓縮強度明顯提高。

　　同時，在S1樣品壓縮斷口的微觀形貌(圖4(a))中，明顯可見與基體完全脫粘的SiC纖維單絲。S2樣品中SiC纖維被基體包裹，但SiC基體與纖維之間存在明顯間隙(圖4(b)中箭頭所示)。由圖4(c)可見S3樣品中纖維被基體完全包裹，且基體與纖維的結合較為緊密，因此在S1～S3樣品中基體與纖維的結合強度依次增加。

　　圖6為S1和S2樣品在拉伸過程中典型的應力-應變曲線。由圖可見S2樣品在彈性變形階段的曲線斜率明顯大于S1樣品，表明晶須的引入使得S2樣品的模量有所提高[20-21]。在復合材料中引入SiC晶須后，其模量(E)可通過式(1)計算得出[12]。E=VfEf+VwEw+VmEm(1)式中：Vf，Vw和Vm分別代表纖維、晶須和基體的體積分數;Ef，Ew和Em分別代表纖維、晶須和基體的模量。

　　結合表2可知S2樣品的纖維體積分數明顯小于S1樣品，因此S2復合材料模量的提高是由于復合材料基體中引入了高模量SiC晶須。

　　圖7為S1和S2樣品拉伸斷口的微觀形貌。可見兩個樣品的斷口處有不同程度的纖維拔出。S1樣品拉伸斷口的纖維拔出較長，而S2復合材料的拉伸斷口較為平整且纖維拔出較短，這與圖6中S2的應變較小相符。由此可見相比于S1樣品，S2樣品傾向于脆性斷裂模式;同時，由表2可見S2樣品中連續增強纖維的體積分數有所降低，因此其拉伸強度、斷裂韌度及彎曲強度有所降低。這種斷裂模式的變化可能是由于在復合材料基體中直接引入SiC晶須后，晶須與SiC基體形成強結合，進而使SiC基體與連續增強纖維的結合強度較高，增加了載荷由基體向增強體的傳遞效率，導致連續增強纖維拔出困難[12，20]。因此可在SiC晶須表面制備BN界面層，弱化基體與纖維的界面作用[22-23]。

　　沉積BN后SiC晶須的直徑約為222.5nm(圖8(a))。可見沉積BN界面層后晶須表面光滑且無明顯凸起，SiC晶須直徑有明顯增加。由圖8(b)能譜分析結果可見，除Si和C元素外，SiC晶須表面明顯含有B和N元素，表明SiC晶須表面成功制備了BN界面層。

　　S4樣品的基本物理性能如表2所示。相比于S2樣品，S4樣品的纖維體積分數與其接近，但S4樣品的密度有所降低，孔隙率略有增加，這是由于在BN沉積過程中，在S4樣品內部局部區域形成了體積較小的封閉孔。

　　圖9為S4和S2樣品的力學性能對比，可見S4樣品的拉伸強度、彎曲強度及斷裂韌度分別為414.0，800.3MPa和22.2MPa·m1/2，比S2樣品分別提高了13.9%，8.8%和19.0%。由S4樣品微觀形貌(圖10)可見S4樣品拉伸斷口起伏明顯，纖維拔出較長。表明BN界面層有效地緩解了增強體與基體間較強的結合作用，更有利于纖維拔出，因此在典型的應力-應變曲線中(圖11)，S4樣品的最大載荷和斷裂應變相比于S2樣品均有明顯提高。

　　3結論

　　(1)SiC晶須增強復合材料受外界載荷產生裂紋時，晶須的拔出、橋連及裂紋偏轉等作用增加了裂紋在基體中傳遞時的能量消耗，使SiCf/SiC復合材料的壓縮強度有明顯提高，當引入體積分數為20%的SiC晶須時，復合材料壓縮強度提高了22.6%，可達673.9MPa。

　　(2)SiC晶須表面制備BN界面層后，可以降低增強體與基體的結合強度，有利于SiC晶須和纖維的拔出。因此S4樣品的拉伸強度、彎曲強度及斷裂韌度分別為414.0，800.3MPa和22.2MPa·m1/2，相比于S2樣品分別提高了13.9%，8.8%和19.0%。