朱明明, 易舒政, 陳建軍

（浙江理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 先進(jìn)陶瓷材料與纖維研究所，杭州 310018）

碳化硅陶瓷基復(fù)合材料（silicon carbide ceramic matrix composites， SiC CMC）不僅具有高硬度、高強(qiáng)度、高抗氧化和高導(dǎo)熱等性能，還具有耐中子輻照、低熱膨脹系數(shù)、高擊穿強(qiáng)度和寬帶隙等特點(diǎn)[1]。這些優(yōu)異的性能使得SiC CMC在機(jī)械工業(yè)、石油工業(yè)、化工工業(yè)、半導(dǎo)體行業(yè)、航空航天、核能等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景[2-3]。

SiC CMC常用的增強(qiáng)材料包括碳纖維（Cf）[4]、SiC陶瓷纖維（SiCf）[5-6]、SiC納米纖維（SiCnf）[7]等。近幾年，SiCnf作為新型增強(qiáng)體材料，因具有更高的楊氏模量、更高的彎曲強(qiáng)度，高熱導(dǎo)率、超塑性等優(yōu)異性能受到不少研究者的關(guān)注。Zhao等[8]通過(guò)聚碳硅烷（PCS）和二茂鐵的混合物在碳纖維織物上制備了SiC納米線(xiàn)，然后通過(guò)化學(xué)氣相滲透（chemical vapor infiltration， CVI）工藝制備SiC納米線(xiàn)和碳纖維協(xié)同增強(qiáng)SiC復(fù)合材料。實(shí)驗(yàn)表明，SiC納米線(xiàn)的加入不僅可以減小預(yù)制體孔徑，還能縮短CVI所需要的時(shí)間；與C/SiC復(fù)合材料相比，SiC納米線(xiàn)的加入提高了復(fù)合材料的密度和彎曲強(qiáng)度。孔文龍等[9]采用凝膠注模和反應(yīng)燒結(jié)工藝制備了SiCnf增強(qiáng)SiC陶瓷基復(fù)合材料，研究了SiCnf的添加量對(duì)復(fù)合材料性能的影響。結(jié)果表明，復(fù)合材料的力學(xué)性能隨SiCnf添加量的增加而增加，當(dāng)SiCnf質(zhì)量分?jǐn)?shù)為12%時(shí)，復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度達(dá)到最大值267 MPa，與未添加SiCnf的復(fù)合材料相比提高了28%。

目前，SiC CMC常見(jiàn)的制備工藝主要有熱壓燒結(jié)（hot pressing， HP）、CVI、PIP和反應(yīng)熔滲（RMI）等。HP工藝制備的復(fù)合材料致密度高、力學(xué)性能優(yōu)異，但只能實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單構(gòu)件的制備；CVI工藝可實(shí)現(xiàn)大尺寸，形狀復(fù)雜構(gòu)件的制備，但存在工藝和設(shè)備復(fù)雜、價(jià)格昂貴等缺點(diǎn)；PIP可設(shè)計(jì)性強(qiáng)、材料一致性好，但生產(chǎn)周期長(zhǎng)、孔隙率高等問(wèn)題限制了其進(jìn)一步的應(yīng)用；RMI工藝簡(jiǎn)單、成本低、燒結(jié)前后尺寸變化小，但殘余Si會(huì)影響復(fù)合材料力學(xué)性能。因此單一的SiC CMC制備工藝均存在不足，而多種工藝結(jié)合可以保留各自的優(yōu)點(diǎn)，盡量避免缺點(diǎn)，有利于制造性能更好的復(fù)合材料。Liu等[10]對(duì)比了CVI或PIP和兩種工藝相結(jié)合制備SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能，結(jié)果表明：對(duì)于給定的纖維預(yù)制體，存在一個(gè)能夠得到最優(yōu)SiC基體的處理?xiàng)l件使復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度達(dá)到峰值，是單一PIP或CVI路線(xiàn)制備的復(fù)合材料的兩倍。Liang等[11]采用CVI結(jié)合PIP工藝在不同CVI工藝條件制備了具有層狀結(jié)構(gòu)的2D-Cf/SiC復(fù)合材料，彎曲強(qiáng)度最高可達(dá)248 MPa，但是CVI工藝復(fù)雜、價(jià)格昂貴，而RMI工藝簡(jiǎn)單，成本低，適合與PIP聯(lián)用制備復(fù)合材料。對(duì)于RMI工藝，碳含量是影響復(fù)合材料力學(xué)性能的重要因素。而目前關(guān)于PIP和RMI工藝聯(lián)用制備SiCnf/SiC復(fù)合材料的研究報(bào)道較少。

裂解碳（PyC）和BN是SiC CMC常見(jiàn)的層狀結(jié)構(gòu)界面層。相較于PyC，BN具有更高的抗硅侵蝕和抗氧化性能[12]。本研究結(jié)合PIP工藝和RMI工藝的優(yōu)點(diǎn)，以SiCnf為增強(qiáng)體，先采用CVD工藝在SiCnf表面制備出h-BN界面包覆層[13]，然后以PCS為前驅(qū)體，采用PIP工藝制備出SiCnf/SiC多孔陶瓷，再采用酚醛樹(shù)脂浸漬多孔陶瓷，經(jīng)裂解獲得填充碳，最后采用RMI工藝進(jìn)行致密化。先研究溫度對(duì)CVD工藝制備h-BN的影響，然后研究碳含量對(duì)SiCnf/SiC復(fù)合材料性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

BCl3，純度為99.9%，艾佩科（上海）氣體有限公司；NH3，純度為99.9%，海寧市英德賽電子有限公司；N2，純度為99.9%，杭州今工特種氣體有限公司；SiCnf，純度為99.9%，浙江金剛云納米纖維科技有限公司；SiC粉，粒徑約為500 nm，秦皇島一諾高新材料開(kāi)發(fā)有限公司；聚乙二醇-200，分析純，上海麥克林生化科技有限公司；乙醇，純度為95%，杭州米克化工儀器有限公司；PCS，工業(yè)級(jí)，福建立亞化學(xué)有限公司；二甲苯，分析純，杭州高晶精細(xì)化工有限公司；20%的酚醛樹(shù)脂，工業(yè)級(jí)，恒昊新材料；Si粒，廣州金屬冶金材料公司。

1.2 樣品制備

以BCl3為反應(yīng)氣體，以N2為稀釋和保護(hù)氣體，采用CVD工藝在SiCnf表面沉積BN界面層。其中，沉積溫度分別為750、850 ℃和950 ℃，氣體流量比為BCl3∶NH3∶N2=2∶3∶4。

SiCnf分散：使用磁力攪拌器對(duì)包覆后的SiCnf進(jìn)行低速攪拌分散（3 h）。漿料制備：稱(chēng)取9 g SiC粉，3 mL聚乙二醇-200，采用行星式球磨機(jī)進(jìn)行球磨混料。其中，乙醇為球磨介質(zhì)，球料比為4∶1，轉(zhuǎn)速為300 r/min，球磨時(shí)間為4 h。SiCnf/SiC素坯制備：將球磨好的SiC漿料與SiCnf懸浮液混合，磁力攪拌2 h?；旌蠞{料經(jīng)干燥后，模壓成型制備SiCnf/SiC素坯。前驅(qū)體溶液配制：PCS與二甲苯以1∶4的質(zhì)量比配制成濃度為20%的前驅(qū)體溶液。多孔陶瓷預(yù)制體制備：素坯放入前驅(qū)體溶液中進(jìn)行PIP循環(huán)，獲得SiCnf/SiC多孔碳化硅陶瓷預(yù)制體，并采用20%的酚醛樹(shù)脂溶液對(duì)多孔陶瓷進(jìn)行浸漬裂解，制備碳填充的多孔陶瓷。RMI致密化：將樣品與Si粒一起放入真空碳管燒結(jié)爐中，在1500 ℃，保溫2 h，通過(guò)RMI工藝進(jìn)行致密化。使用線(xiàn)切割機(jī)將制備好的復(fù)合材料切割成標(biāo)準(zhǔn)試樣條，在經(jīng)過(guò)打磨、拋光、倒角之后進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

1.3 樣品測(cè)試

采用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)樣品進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，采用三點(diǎn)彎曲法測(cè)試樣品的彎曲強(qiáng)度，跨距為30 mm，加載速度為0.5 mm/min。采用單邊切口梁法對(duì)樣品進(jìn)行斷裂韌度測(cè)試，采用線(xiàn)切割機(jī)將復(fù)合材料切割成3 mm×4 mm×20 mm的試樣條，在試樣中間切一個(gè)缺口，缺口深度為1 mm，跨距為15 mm，加載速度為0.05 mm/min。采用阿基米德排水法測(cè)試樣品的體積密度，采用X射線(xiàn)衍射儀對(duì)包覆后的纖維以及樣品進(jìn)行物相分析，采用傅里葉變換紅外光譜儀對(duì)包覆的纖維進(jìn)行紅外分析，采用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀(guān)察纖維表面和復(fù)合材料斷面的微觀(guān)形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 界面層的物相組成及微觀(guān)結(jié)構(gòu)

圖1為SiCnf經(jīng)過(guò)950 ℃沉積處理后SiCnf的XRD圖譜。從圖1可以看出，在2θ位于35.6°、41.4°、60.0°和71.8°四個(gè)位置處有明顯衍射峰，分別對(duì)應(yīng)于β-SiC的（111）、（200）、（220）、（311）晶面，說(shuō)明SiCnf為β相，而且純度較高。此外，在2θ位于24°～26°附近有一個(gè)較寬的衍射峰，對(duì)應(yīng)于h-BN的（002）晶面，說(shuō)明經(jīng)950 ℃沉積處理后可以得到h-BN。從衍射圖譜還可以看出，除了β相SiCnf和h-BN之外無(wú)其他明顯雜峰，說(shuō)明無(wú)其他雜質(zhì)存在，信噪較差和h-BN衍射峰寬是由于h-BN結(jié)晶度低和晶面間距寬[14]。

圖1 SiCnf經(jīng)過(guò)950 ℃沉積處理后的XRD圖譜Fig. 1 XRD pattern of SiCnf after deposition at 950 ℃

對(duì)沉積后的SiCnf進(jìn)行傅里葉變換紅外光譜測(cè)試，結(jié)果如圖2所示。從圖2可以看出，在1380 cm-1和780 cm-1位置有一個(gè)較寬的吸收峰和一個(gè)尖銳的吸收峰，分別對(duì)應(yīng)于h-BN中的B—N和B—N—B的伸縮振動(dòng)，說(shuō)明在950 ℃的沉積溫度下，沉積產(chǎn)物中存在h-BN，與XRD結(jié)果相符合。在3400 cm-1處的吸收峰對(duì)應(yīng)于水分子中的O—H的伸縮振動(dòng)，而位于3150 cm-1處的吸收峰是由于N—H振動(dòng)引起[15]。在不同沉積溫度下制備的BN包覆SiCnf的FTIR圖譜如圖2所示。從圖2可以看出，在三種沉積溫度下都可以制備出BN界面層。隨著沉積溫度的升高，B—N所對(duì)應(yīng)的特征峰無(wú)變化明顯，而B(niǎo)—N—B所對(duì)應(yīng)的特征峰的高度逐漸降低。這說(shuō)明隨著溫度升高，h-BN中的B—N—B逐漸減少，有利于BN的結(jié)晶。

圖2 不同沉積溫度下的SiCnf的FT-IR圖譜Fig. 2 FT-IR patterns of SiCnf at different deposition temperatures

為進(jìn)一步確定h-BN在SiCnf中是否形成包覆層，對(duì)沉積后的SiCnf進(jìn)行微觀(guān)形貌分析。圖3為沉積溫度為950 ℃時(shí)，SiCnf的微觀(guān)形貌及EDS結(jié)果。從圖3（a）中可以看出沒(méi)有經(jīng)過(guò)沉積的SiCnf表面較光滑。從圖3（b）可以觀(guān)察到，在SiCnf表面存在明顯的包覆層，說(shuō)明h-BN是以包覆層的形式存在于SiCnf表面。選取纖維表面一點(diǎn)（圖3（b）中紅色圓圈標(biāo)記）進(jìn)行元素分析，結(jié)果如圖3（c）所示。從EDS結(jié)果可以看出，沉積的界面層中含有B和N元素，且原子比接近化學(xué)計(jì)量比。再結(jié)合XRD和紅外分析結(jié)果可知，當(dāng)沉積溫度為950 ℃時(shí)，可以得到h-BN，并且以包覆層的形式存在于SiCnf表面。

圖3 SiCnf和沉積BN界面的SiCnf的微觀(guān)形貌和EDS結(jié)果 （a）SiCnf；（b）沉積BN界面的SiCnf；（c）EDSFig. 3 Microstructures and EDS results of SiCnf and SiCnf with deposited BN interface （a）SiCnf；（b）SiCnf with deposited BN interface；（c）EDS

圖4為不同沉積溫度下（750、850、950 ℃）制備的BN界面層的微觀(guān)形貌圖。當(dāng)沉積溫度為750 ℃時(shí)，從圖4（a）中可以明顯觀(guān)察到纖維的BN包覆層，但是表面較為粗糙，不致密；當(dāng)沉積溫度為850 ℃時(shí)，可以觀(guān)察到纖維表面的包覆層相對(duì)光滑（圖4（b）），從圖4（c）的纖維端口形貌中可以看到SiCnf被BN所包裹（紅色方框標(biāo)記）；當(dāng)沉積溫度為950 ℃時(shí)，可以觀(guān)察到纖維表面的包覆層結(jié)構(gòu)光滑（圖4（d）），并且沉積的界面層致密。分析認(rèn)為，隨著沉積溫度的升高，沉積速率隨之增加，相同沉積時(shí)間內(nèi)，產(chǎn)物增加，導(dǎo)致950 ℃沉積的界面層致密。綜合紅外光譜和SEM分析結(jié)果，在950 ℃制備的BN界面較為光滑，因此，后續(xù)復(fù)合材料制備過(guò)程中，均采用950 ℃的沉積溫度。

圖4 不同溫度下制備的BN界面層的微觀(guān)結(jié)構(gòu) （a）750 ℃；（b）和（c）850 ℃；（d）950 ℃Fig. 4 Microstructures of BN interfacial layers prepared under different temperatures （a）750 ℃；（b）and（c）850 ℃；（d）950 ℃

2.2 碳含量對(duì)復(fù)合材料的影響

為了更好地使樣品進(jìn)一步致密化，將PCS前驅(qū)體溶液浸漬裂解后的多孔陶瓷進(jìn)行酚醛樹(shù)脂浸漬裂解填充碳。圖5是多孔陶瓷的碳含量隨酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)的變化曲線(xiàn)。從圖5中可以看出，隨著酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)的增加，碳含量增加的趨勢(shì)逐漸放緩，碳含量的增加量降低。分析認(rèn)為，隨著酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)的增加，PyC逐漸填充空隙，多次浸漬處理后，酚醛樹(shù)脂能夠填充的空隙減少，碳增量減緩。

圖5 碳含量隨酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)的變化曲線(xiàn)Fig. 5 Variation curve of carbon content with times of impregnation pyrolysis of phenolic resin

圖6是RMI后的SiCnf/SiC復(fù)合材料的密度隨碳含量的變化曲線(xiàn)。從圖6可以看出，復(fù)合材料的密度隨碳含量的增加而增加。這是因?yàn)樵赗MI過(guò)程中，熔融硅在毛細(xì)管力的作用下，通過(guò)酚醛樹(shù)脂裂解產(chǎn)生的微通道和多孔陶瓷自身的空隙滲透到內(nèi)部，與多孔陶瓷中的PyC發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成SiC。隨著多孔陶瓷中碳含量的增加，在多孔陶瓷內(nèi)部生成的碳化硅的量增加，相應(yīng)的，復(fù)合材料內(nèi)部的殘余Si含量減少。傳統(tǒng)的單一RMI工藝制備的陶瓷碳化硅晶粒分散在連續(xù)的硅相中，在超過(guò)硅熔點(diǎn)的高溫下陶瓷性能急劇下降[16]。本工作采用PIP工藝先制備SiCnf/SiC多孔陶瓷，在浸漬裂解過(guò)程中生成的SiC，一方面可以將素坯中的SiCnf與SiC顆粒相互粘連，形成多孔SiC連續(xù)相，再采用RMI工藝進(jìn)行致密化，形成碳化硅與硅的雙連續(xù)相，相比于單一反應(yīng)熔滲工藝制備的復(fù)合材料，該工藝有利于提高反應(yīng)熔滲工藝制備陶瓷基復(fù)合材料的服役溫度和強(qiáng)度；另一方面PIP-SiC包覆在纖維和顆粒表面可以進(jìn)一步減弱纖維和顆粒與基體之間的結(jié)合力，從而提高復(fù)合材料的斷裂韌度。

圖6 SiCnf/SiC復(fù)合材料的密度隨碳含量的變化曲線(xiàn)Fig. 6 Density of SiCnf/SiC composite material varies with carbon content

SiCnf/SiC復(fù)合材料的物相組成如圖7所示。從圖7可以看出，復(fù)合材料的物相主要由β-SiC和殘余Si組成，無(wú)α-SiC，說(shuō)明此溫度下沒(méi)有發(fā)生SiC的相轉(zhuǎn)變。圖7中沒(méi)有出現(xiàn)BN的衍射峰，這是因?yàn)锽N的含量很少導(dǎo)致的。從XRD衍射圖中可以看出隨著碳含量的增加，硅的相對(duì)強(qiáng)度逐漸降低。這是因?yàn)樗嘏髦械腜yC經(jīng)過(guò)高溫熔融滲硅后，會(huì)與熔融硅發(fā)生反應(yīng)生成SiC，由于素坯中碳含量增加，滲硅后生成的SiC含量也隨之增加，這就導(dǎo)致高碳含量樣品的殘余Si含量小于低碳含量樣品。

圖7 不同碳含量的SiCnf/SiC復(fù)合材料的XRD衍射圖Fig. 7 XRD patterns of SiCnf/SiC composites with different carbon contents

圖8為SiCnf/SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度隨碳含量的變化曲線(xiàn)?？梢钥闯?，隨著碳含量的增加，復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度也隨之增加。當(dāng)碳含量為19.24%時(shí)，復(fù)合材料的力學(xué)性能最好，彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度分別為207 MPa和8.63 MPa·m1/2。分析認(rèn)為，這主要是因?yàn)閺?fù)合材料密度的提升（圖6）。使用RMI工藝時(shí)，在復(fù)合材料內(nèi)部不可避免地會(huì)有殘余Si的存在，Si是一種脆性相，會(huì)降低復(fù)合材料的力學(xué)性能[17]。除此之外，在滲硅過(guò)程結(jié)束后的冷卻過(guò)程中，Si的密度會(huì)從2.53 g/cm3下降到2.34 g/cm3，Si會(huì)由于體積膨脹導(dǎo)致微裂紋的產(chǎn)生。因此，復(fù)合材料中殘余Si的含量直接決定了復(fù)合材料的力學(xué)性能。對(duì)于高碳含量的復(fù)合材料而言，在熔融滲硅過(guò)程中生成的SiC含量增加，相應(yīng)的在復(fù)合材料中殘留的Si含量就會(huì)降低，一方面可以提高復(fù)合材料的密度，另一方面可以提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

圖8 SiCnf/SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度隨碳含量的變化曲線(xiàn)Fig. 8 Curves of flexural strength and fracture toughness of SiCnf/SiC composites with carbon content

圖9是不同碳含量的SiCnf/SiC復(fù)合材料的金相圖。如圖9（a）中，灰色相（A區(qū)域）為SiC，包括添加的SiC顆粒和熔滲過(guò)程中生成SiC，白色相（B區(qū)域）為熔滲之后樣品中的殘余Si。分析認(rèn)為，多孔陶瓷中的PyC主要來(lái)自酚醛樹(shù)脂的浸漬裂解，浸漬裂解循環(huán)次數(shù)越多，多孔陶瓷中的碳含量則越高。對(duì)于低碳含量的多孔陶瓷而言，酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)少，會(huì)導(dǎo)致多孔陶瓷的孔隙率較高。在高溫滲硅過(guò)程中，液態(tài)Si在毛細(xì)管力作用下進(jìn)入到多孔陶瓷內(nèi)部的量增加，滲透到內(nèi)部的液態(tài)Si與PyC接觸，并在C-Si接觸面發(fā)生反應(yīng)生成SiC，沉積在C-Si表面。隨著反應(yīng)的進(jìn)行，C-Si接觸面中間沉積的SiC層增厚，C與Si不能直接接觸，而C的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)高于（約為50倍）Si的擴(kuò)散速率，此時(shí)的反應(yīng)主要是C通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)出SiC層在SiCSi接觸面與Si發(fā)生反應(yīng)，使SiC層逐漸變厚，形成SiC顆粒。滲透到多孔陶瓷內(nèi)部多余的Si填充剩余的空隙，形成大面積Si相穿插在SiC顆粒之間。Si的大量存在導(dǎo)致低碳含量的樣品力學(xué)性能較低。隨著酚醛樹(shù)脂浸漬裂解次數(shù)增加，碳含量增加，導(dǎo)致多孔陶瓷的孔隙率降低，在高溫滲Si過(guò)程中，進(jìn)入到內(nèi)部的Si量降低。由于PyC含量增加，隨著上述反應(yīng)機(jī)制的進(jìn)行，SiC層逐漸增加直至相互連接，殘余Si穿插在相互連接的SiC中間，以點(diǎn)狀形式存在SiC相中間（如圖9（d）所示），隨著殘余Si含量的降低，復(fù)合材料的力學(xué)性能隨之增加，與圖8的SiCnf/SiC復(fù)合材料力學(xué)的變化曲線(xiàn)相符。

圖9 不同碳含量的SiCnf/SiC復(fù)合材料的金相圖 （a）12.4%；（b）15.3%；（c）18.82%；（d）19.24%Fig. 9 Metallographic diagrams of SiCnf/SiC composites with different carbon contents （a）12.4%；（b）15.3%；（c）18.82%；（d）19.24%

不同碳含量的SiCnf/SiC復(fù)合材料的斷面微觀(guān)形貌如圖10所示。從圖10可以看出，經(jīng)過(guò)RMI致密化后，在SiCnf/SiC斷面處主要存在三種區(qū)域：A區(qū)域（圖10（a）），由于殘余Si較多，缺少SiC顆粒，主要是大尺寸的Si相穿晶斷裂形成的平整解理面[18]；B區(qū)域（圖10（b）），主要是熔滲過(guò)程形成的相互連接的SiC顆粒斷裂形成的粗糙解理面；C區(qū)域（圖10（c）），主要是SiCnf斷裂形成的解理面。經(jīng)過(guò)對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，隨著碳含量的增加，復(fù)合材料中A區(qū)域面積逐漸減小，B區(qū)域面積增加，說(shuō)明在復(fù)合材料內(nèi)部Si的含量逐漸降低，生成的SiC含量增加，復(fù)合材料的力學(xué)性能也會(huì)增加，與復(fù)合材料的力學(xué)性能變化相符合。

圖10 不同碳含量的SiCnf/SiC復(fù)合材料的SEM圖 （a）12.4%；（b）15.3%；（c）18.82%；（d）19.24%Fig. 10 SEM images of SiCnf/SiC composites with different carbon contents （a）12.4%；（b）15.3%；（c）18.82%；（d）19.24%

圖11是碳含量為19.24%的SiCnf/SiC復(fù)合材料的斷面SEM圖。從圖11（a）中可以觀(guān)察到微裂紋的偏轉(zhuǎn)（圖11（a）中白色虛線(xiàn)），復(fù)合材料在受到外力作用時(shí)，首先在內(nèi)部產(chǎn)生微裂紋，微裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中會(huì)消耗能量，當(dāng)發(fā)生偏轉(zhuǎn)時(shí)，微裂紋擴(kuò)展的路徑就會(huì)增加，導(dǎo)致消耗的能量增加，從而提高復(fù)合材料的強(qiáng)度。當(dāng)微裂紋無(wú)法繞過(guò)SiCnf時(shí)，就會(huì)穿過(guò)SiCnf繼續(xù)擴(kuò)展，由于單晶SiCnf具有一定的延展性[19]和微裂紋尺寸較小，SiCnf不會(huì)發(fā)生斷裂，從而形成纖維“橋接”。當(dāng)外加應(yīng)力進(jìn)一步增大時(shí)，微裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展，微裂紋就會(huì)變大，此時(shí)SiCnf的延展性就不足以使自身繼續(xù)保持“橋接”狀態(tài)，進(jìn)而出現(xiàn)斷裂，形成纖維拔出（如圖11（b）所示）。在SiCnf斷裂過(guò)程中又會(huì)消耗能量，從而提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。此外，在圖11（a）中明顯觀(guān)察到細(xì)長(zhǎng)的SiCnf的存在，這說(shuō)明包覆的BN界面層在一定程度上保護(hù)納米纖維不受熔融Si的腐蝕。

圖11 SiCnf/SiC復(fù)合材料的增韌機(jī)理 （a）纖維橋接和裂紋偏轉(zhuǎn)；（b）纖維拔出Fig. 11 Toughening mechanism of SiCnf/SiC composites （a）fiber bridging and crack deflection；（b）fiber pull-out

3 結(jié)論

（1）當(dāng)沉積溫度為950 ℃時(shí)，成功在SiCnf表面制備h-BN界面；當(dāng)溫度降低到850 ℃和750 ℃時(shí)，同樣可以制備出h-BN界面，但是隨著沉積溫度的降低，h-BN界面逐漸變得粗糙。

（2）顯微形貌表明通過(guò)PIP-RMI工藝制備的SiCnf/SiC復(fù)合材料有較高的致密度，隨著碳含量的增加，復(fù)合材料內(nèi)部的殘余Si含量減少，當(dāng)碳含量為19.24%時(shí)，復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度最大，分別為207 MPa和8.63 MPa·m1/2。斷面微觀(guān)結(jié)構(gòu)表明，SiCnf/SiC復(fù)合材料的增強(qiáng)機(jī)理主要為裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維橋接和纖維拔出。

（3）采用PIP工藝結(jié)合RMI工藝制備的SiCnf/SiC復(fù)合材料有利于避免PIP工藝制備復(fù)合材料的孔隙率高、強(qiáng)度低的不足，通過(guò)RMI可提高復(fù)合材料致密度和強(qiáng)度。