sic材料应用

sic材料应用（精选3篇）

sic材料应用 篇1

摘要:本文主要介绍了SiC材料的制备方法，通过不同制备的方法获得不同结构的SiC，其中主要有α-SiC、β-SiC和纳米SiC。并介绍了SiC材料在材料中的应用。

关键词：α-SiC；β-SiC；纳米SiC； 前言：

SiC 是人造强共价健化合物材料, 碳化硅又称金钢砂或耐火砂。碳化硅是用石英砂、石油焦(或煤焦)、木屑(生产绿色碳化硅时需要加食盐)等原料在电阻炉内经高温冶炼而成。目前我国工业生产的碳化硅分为黑色碳化硅和绿色碳化硅两种，均为六方晶体，比重为3.20～3.25，显微硬度为2840～3320kg/mm2。

自E.G.Ache-son1891 年电熔金刚石时被首次发现以来,SiC 材料以优异的高温强度、高热导率、高耐磨性和腐蚀性在航空航天、汽车、机械、电子、化工等工业领域广泛应用。目前SiC 以Acheson 方法为主要生产方式,年产量超过百万吨。我国黄河中上游的青甘宁和内蒙等省区由于具有丰富的水火电资源和优质的原材料,SiC 厂家众多,SiC 工业是该地区支柱产业之一。我国SiC 年产量约38 万吨,占世界年产量的40 % ,是SiC 的使用及出口大国

[1 ]

,在α-SiC、β-SiC、SiC 微粉、SiC 晶须及SiC 复合材料等领域的研究也相当活跃。本文对SiC 材料的制备技术和它的典型应用以及新近发展的工业应用作一较全面的评述。

2、SiC粉末的合成方法及应用：

目前SiC的制备方法主要有Acheson法、化合法、热分解法、气相反相法等。2.1 Acheson法生产SiC的进展

经过百年发展, 现代SiC 工业生产仍采用的是Acheson 间歇式工艺。这是工业上采用最多的合成方法，即用电将石英砂和焦炭的混合物加热至2500℃左右高温反应制得。因石英砂和文章拷贝于华夏陶瓷网焦炭中通常含有Al和Fe等杂质，在制成的SiC中都固溶有少量杂质。其中，杂质少的呈绿色，杂质多的呈黑色。目前SiC 冶炼炉改进处于: ①炉体规模增大;老式冶炼炉长为5～10m ,现在可长至25m ,装料高达以千吨计;②送电功率增大:现在冶炼炉功率多在3000至7000kW 之间,功率在12 ,000kW的超大型冶炼炉已在我国宁夏北方碳化硅公司正常运行;③电源由交流改为直流,保证了电网安全和稳定,操作更方便;④结构

上的改进,主要在端墙和侧墙及乏料应用上。另外,目前的直流和交流电阻炉有更长的寿命,更易于装卸作业。随着Acheson 冶炼炉的大型化,易产生电板热负荷过载和炉芯表面单位负荷过大两个问题。炉芯结构不规则或不均匀和大炉芯表面单位负荷会产生频繁喷炉影响冶炼炉操作并导致侧墙和端墙的破坏。尽管固定式和移动式SiC 冶炼炉各有利弊,但大多数SiC生产厂家都是应用带或不带底部排气的固定式SiC 冶炼炉。

工业SiC 生产耗能高、对环境和大气有污染,且劳动量大。因此欧美发达国家尽管SiC 用量不断增大,但生产持续降低,代以从国外进口,同时加大了高性能SiC 材料的开发力度。中国、巴西和委内瑞拉等发展中国家的初级SiC 产量已占全世界的65 %以上。传统的SiC 冶炼炉主要不能完全解决以下环境问题:(1)CO2、SO2 和扒墙时产生的SiC 粉尘的污染。(2)解决原料闷燃放出的臭气和石油焦的挥发份,尤其是燃烧时或燃烧后及扒墙时产生的SO2、H2S 和硫醇类等含硫物质和CO 气体带来的环境问题。(3)无法收集冶炼时产生的炉内逸出气体用以发电或合成气体。

七十年代德国ESK公司在发展Acheson 工艺方面取得了突破[2 ]。ESK的大型SiC 冶炼炉建在户外,没有端墙和侧墙,直线型或U 型电极位于炉子底部,炉长达60m ,用PE 包封盖以收集炉内逸出气体(～100 ×206m3 s.t.p),提取硫后将其通过管道输送到厂区内小型火电厂发电。可减少污染并节能20 %。该炉可采用成本低、活性高、易反应的高硫份石油焦和焦碳作为原料,将原料含硫量由传统SiC 冶炼炉允许的1.5 %提高到5.0 %。Acheson 法制备SiC 的优点是原料便宜，方法成熟易实现工业化生产。缺点是粉体质量不高:比表面积1～ 15m2/ g , 氧化物含量1wt %左右, 金属杂质含量1 ,400～2 ,800ppm ,依赖于粉碎、酸洗等后继工艺和手段。

2.2 Acheson 法生产的SiC 的工业应用

Acheson 法制备的SiC 材料大量应用于磨料、耐火材料、结构陶瓷和炼钢脱氧剂。在SiC 的诸多用途中,磨料与磨削材料的应用是一重要方向,广泛用于切割和研磨玻璃、陶瓷、石料、铸铁零件、有色金属材料、硬质合金、钛合金和高速钢刀具精磨等。碳化硅耐火材料用途十分广泛:在钢铁冶炼中,可用作盛钢桶内衬、水口、高炉炉底和炉腹、加热炉无水冷滑轨;在有色金属冶炼中,大量用作蒸

馏器、精馏塔托盘、电解槽侧墙、管道、坩锅;石油化工中用作脱硫炉、油气发生器等;陶瓷工业中大量用作各种窑炉的棚板,隔焰材料等。SiC含量大于90 %的普通耐火材料主要用以制造耐中等高温的炉窑构件;含量大于83 %的低品位耐火材料,主要用于出铁槽、铁水包等的内衬。SiC 作为脱氧剂具有粒度细小、反应强烈、脱氧时间短、节约能源、电炉生产率高、脱硫效果好、脱氧成本低等明显优点。国外八十年代前后已普遍使用SiC 做炼钢脱氧剂,我国始于1985 年,近年来已在钢铁企业普遍使用。我国钢铁年产量已达1 亿吨左右,每吨钢铁需要3～5kg SiC脱氧剂,加上铸造行业,脱氧剂的年用量巨大。炼钢用脱氧剂SiC 也是我国重要的出口产品。另外SiC 在取代氧化铝或石墨密封环方面应用广泛,在欧洲年用量约12 ×106 副,美国6 ×106 副,日本为106 副,并有大量增加的趋势。2.3 SiO2-C还原法

工业上按下列反应式利用高纯度石英砂和焦炭或石油焦在电阻炉内产生SiC：

因为是吸热反应，需使用大量能量。用此法制得的SiC 含量一般为96%左右，颜色有绿色和黑色，SiC含量越高颜色越浅，高纯为无色。2.4 气凝SiO2的碳还原法

在粒度18-22纳米的SiO2中加入30-35纳米的天然气炭黑，在1400-1500℃温度下通氩气保护，反应即可获得纯的SiC。反应中加入微量SiC粉可抑制SiC晶体的长大。2.5 气相合成法

在气相硅的卤化物中加入碳氢化合物并通入一定量的氢气，在1200-1800℃的高温作用下可以制取高纯SiC。在这个反应中，碳氢化合物是碳的载体，氢气作还原剂，同时氢气还可以抑制在SiC生成过程中游离硅和碳的沉积。3 新型SiC 材料的制备及其应用

随着先进的分析工具和生产技术装备的发展,人们对SiC 材料的结构和性能关系的研究逐步深入,开发了一系列新的SiC 制备技术和新的工业产品及用途。3.1 β-SiC 微粉

β-SiC 微粉的制取方法很多,主要是八十年代后期发展起来的溶胶凝胶

sic材料应用 篇2

随着空间成像技术的发展,在高技术需求的牵引和市场竞争的驱动下,世界各国的研究机构对大口径空间反射镜的研制投入了极大的热情,成功研制出了红外天文卫星望远镜(IRAS)Φ62 cm主镜、天文实验室望远镜(OAO-C)Φ81 cm主镜、空间红外望远镜(SIRTF)Φ85 cm主镜、哈勃空间望远镜(HST)Φ2.49 m主镜及韦伯空间望远镜(JWST)Φ6.5 m主镜等一些极具代表性的大型空间反射镜,推动了大口径空间反射镜制备技术与轻量化技术的极大发展。从大口径反射镜轻量化实现的途径看,选用新型性能优良的材料与加工工艺、选择有效的轻量化镜坯结构及采用新型的能动薄镜面结构是目前普遍采用的方法。

为有效的减轻反射镜重量,并在较宽的温度范围内保持稳定的光学面形,寻求性能优良的高导热、高弹性模量与轻质的镜坯材料是大口径反射镜技术发展的方向之一。目前,除金属铍、熔石英、微晶玻璃等外,碳化硅材料因其良好的低热变形量、高弹性模量、良好的尺寸稳定性和光学加工性能而被越来越广泛地应用于大口径空间反射镜的制备之中[1]。

1 Si C材料特性

镜坯材料的选择主要考虑反射镜受力及受热后结构及镜面面形的稳定性。因此反射镜材料的选择主要参考以下两个物理量[2,3]:

a)材料比刚度E/ρ,即材料的弹性模量E与密度ρ之比。该值越大,单位载荷引起的结构变形越小。在同等条件下,材料的比刚度大,将会使结构的比刚度得到相应的提高。这种大比刚度的要求在空间应用中显得尤为重要。基体材料的刚度对反射镜镜面的加工以及光学元件装配等的适应性有明显影响,刚度越大的材料抵抗由于抛光、装配、重力和操作使用中的振动变形的能力越强。

b)导温系数K/α,即材料的导热率K与热膨胀系数α之比,它与材料的热变形性成反比。导温系数越大,材料热惯性越小,光学元件受到外界热作用时,其热稳定性越好。

另外,作为空间用反射镜材料,还应该具有较高的轻量化程度、良好的机械加工和光学加工性能、能够获得需要的形状和表面粗糙度等。与此同时,材料的来源也是考虑的一个重要因素。

目前国内外常用铍(Be)、铝(Al)、融石英(ULE)、微晶玻璃(Zerodur)、硅(Si)及碳化硅(Si C)等作为镜坯材料,其材料属性如表1所示。由表1可以看出,碳化硅材料具有较高的弹性模量,适中的密度,较小的热膨胀系数,较好的导热系数和耐热冲击性,因此具有较高的比刚度和高度的尺寸稳定性等一系列优秀的物理品质,是空间反射镜制备的首选材料。

除物理性质外,在加工工艺上,碳化硅材料也具有较强的优势。从工艺上看,碳化硅质反射镜镜体可以采用类似普通陶瓷成型的注浆技术(如Ceraform技术),较方便地制作大尺寸(1 000 mm以上口径)、形状复杂的反射镜素坯,大大缩短反射镜的制备周期,并有效地降低加工成本;另外,碳化硅质反射镜镜体较大的轻量化率也是使其成为空间光学遥感器大口径反射镜材料的理想选择的主要因素之一[4,5]。

图1为Si C陶瓷与其他反射镜材料的性能比较,图中横坐标是材料的比刚度,即材料弹性模量与密度之比,比值越大,则采用该材料制备的反射镜镜体的轻量化程度越高;图中纵坐标为材料的热稳定性,即材料导热率与热膨胀系数之比,比值越大,说明该材料抵抗热变形的能力越强。空间用轻型反射镜为了降低发射重量、保持镜面面形,必须具备高度的轻量化和良好的热稳定性。也就是说性能处于图1右上角位置的材料,适于制备空间用反射镜。从图中可以看到,碳化硅陶瓷材料的比刚度和热稳定性都相对较高,因此与其他传统材料相比,是一种非常理想的空间遥感相机用反射镜基体材料。

2 材料的制备及应用[6,7,8,9]

碳化硅陶瓷材料因制备工艺的不同可分为若干种,常用于反射镜镜体的有热压烧结Si C(HP-Si C)、反应烧结Si C(RB-Si C)、常压烧结Si C(Sintered Si C,SSi C)和化学汽相沉积Si C(CVD-Si C)。

热压烧结Si C的制备过程是首先将微米级的碳化硅颗粒和助烧剂以及阻止晶粒过分长大的添加剂充分混合,然后在一定的温度、压力和时间下烧结致密后得到坯体。

这种方法是制备高密度、性能优异的Si C陶瓷材料最有效的途径之一。热压烧结碳化硅陶瓷镜坯具有致密程度好、抗弯强度高、材质均匀和加工性能良好等优点。该工艺的主要局限性在于不能制成复杂形状的镜坯,而且制备的坯体尺寸较小,因此限制了热压烧结Si C陶瓷在大尺寸轻型反射镜方面的应用。

反应烧结工艺能够制备出近乎完全致密的碳化硅陶瓷。RB-Si C陶瓷的制备工艺为:将由碳或是碳与碳化硅混合制备的陶瓷素坯,与硅放置在高温真空烧结炉中,在1 420℃以上,熔融硅在毛细管力的作用下进入到陶瓷素坯中,素坯中具有反应活性的碳与熔融硅反应生成新的β-Si C,多余的硅填充坯体的空隙处,最终形成近乎100%致密的Si C镜体。反应烧结碳化硅陶瓷通常含有10%~30%的游离硅。

采用反应烧结工艺可以制备形状复杂、轻量化程度高的大尺寸镜体,而且由于C与Si反应时有一定的体积膨胀,抵消了烧结过程中素坯的收缩,因此RB-Si C的烧结收缩率非常小。在制备尺寸较大的反射镜镜体时,能够减小RB-Si C陶瓷烧结过程中的形变,从而保证镜体的尺寸精度。

常压烧结工艺是把纯度较高的Si C微粉和粘结剂、助烧剂等均匀混合,利用冷等净压成型素坯,然后将素坯加工成所需要的各种形状,最终在2 000℃左右的高温下烧结,得到致密的Si C陶瓷坯体。

常压烧结工艺是目前制备大尺寸轻型碳化硅质反射镜镜坯最有效的方法之一,但工艺过程复杂,烧结收缩率大,一般达到了10%~20%,而且坯体中含有2%左右的烧结添加剂,影响了镜坯整体的均匀性,另外制备过程所需设备十分昂贵,制约了常压烧结工艺技术的发展。

化学气相沉积工艺是在900℃~1 600℃的温度下,用H2或H2/Ar的混合气体作为载体,通常采用三氯甲基硅烷作为先躯体,热解后在基体表面沉积生成100%致密的β-Si C。反应式如下:

CVD-Si C各向同性,而且加工后可以得到良好的光学表面。但是这种方法制备SiC的速度非常缓慢,通常制备的厚度在毫米级,不能成型适合轻量化的复杂形状,因此目前CVD-Si C仅应用于其他几种工艺制备的Si C陶瓷镜体的表面改性。

表2是以上几种工艺的综合比较。从表中可以看到,反应烧结工艺的综合优势比较明显。

3 Si C光学材料加工[10,11,12,13,14,15,16,17,18,19]

Si C材料的表面光学加工工艺与传统的光学材料相似,但是由于其硬度较高,因此单位时间内的去除量较小,磨料必须改用碳化硼或是人造金刚石微粉才能对其表面进行更有效的磨削,其加工方法多采用数控光学加工技术CCOS(Computer-controlled Optical Surfacing)。

数控光学加工技术(Computer-controlled Optical Surfacing)由美国Itek公司的W.J.Rupp在70年代初期最先提出的。它根据定量的面形检测数据,在加工过程控制模型的基础上,用计算机控制一个小磨头(直径通常小于工件直径的1/4)对光学零件进行研磨或抛光,通过控制磨头在工件表面的驻留时间及磨头与工件间的相对压力来控制材料的去除量。在加工过程中,由于小磨头能够相对有效地跟踪非球面表面各点曲率半径的变化,因而能与非球面的面形良好吻合从而可获得很高的加工精度;同时采用计算机控制,应用定量的检测结果指导加工过程,它充分发挥了计算机执行速度快,记忆准确等优势,因而使加工的重复精度及效率大幅度提高,尤其是对于高硬度的Si C材料来讲,其非球面加工效率可大大提高。

到了80年代中后期,随着计算机及精密计量等技术的飞速发展,CCOS技术也得到了进一步的完善。国外先进国家已基本解决了大尺寸超薄光学元件的加工问题。Itek公司在90~92年期间开发出了真空自励磨头(Vacuum Activated Tools),在CCOS设备上加工2 m级厚度为l.7 cm的离轴抛物面,最终精度为0.034μm RMS,表面粗糙度小于1 nm,加工周期为5个月。在如此短的时间内加工出这样高精度的镜面是手工加工所无法达到的。

我国在CCOS技术方面的研究始于上个世纪80年代末、90年代初,浙江大学、北京理工大学、紫金山天文台等有关单位相继开展了这项技术的研究工作。图2所示为长春光机所在中国科学院重点课题“超光滑非球面自动加工及在线检测”的支持下,研制成功的FSGJ-2型非球面数控光学加工中心,该设备的研制成功使CCOS技术在我国进入了实用化阶段,并具备加工1 000 mm以内的非球面光学元件的能力,加工精度为面形误差小于30 nm RMS,粗糙度优于2 nm RMS。

非球面碳化硅反射镜加工的具体过程一般是从其最接近球面成型后开始的,主要的加工工序包括:反射镜的研磨、粗抛光以及表面改性后的精抛光。每一加工工序均有与之相对应的检测方法,图3所示为利用FSGJ-2完成加工的某Φ620 mm口径RB-Si C反射镜,该反射镜采用了我所自行研发的先进的消失模技术结合凝胶注模成型工艺制备而成,轻量化率达70%以上,镜坯实现了净尺寸成型,保证了镜坯的尺寸精度减少了后续加工量,将反射镜加工周期缩短了1月~2月,图4所示为该RB-Si C反射镜面形检测结果,其面形精度RMS为0.025λ(λ=623.8 nm),达到λ/40,满足光学系统成像工程应用要求。

4 结论

sic材料应用 篇3

关键词：SiCf/SiC复合材料,界面相,力学性能

0 引言

碳化硅具有优良的高温强度、高温稳定性、介电以及低中子辐射诱导活性等性能[1],但单体碳化硅陶瓷韧性低,易导致材料灾难性破坏。SiCf/SiC复合材料可以明显改善单体陶瓷韧性,在高温结构材料、熔融反应堆以及高温结构吸波材料等领域具有广阔的应用前景[2,3]。

界面相对SiCf/SiC复合材料的力学性能具有重要影响,如未经处理的Nicalon SiC纤维经化学气相渗透(CVI)工艺制备的SiCf/SiC复合材料弯曲强度仅有85MPa,而纤维表面经化学气相沉积(CVD)碳涂层处理后,SiCf/SiC复合材料界面得到明显改善,弯曲强度提高到420MPa[4]。合适的界面相可以保护纤维,降低纤维在陶瓷基复合材料(CMCs)制备过程中的损伤,更为重要的是,适当的界面相可以使基体微裂纹偏转,使纤维桥联、纤维拔出等增韧机制得以发挥。

本文首先对CFRCMCs界面相类型及其作用进行了分析,其次重点对几种常用界面相的制备方法以及各界面相对SiCf/SiC复合材料综合性能的影响进行了评述,最后对SiCf/SiC复合材料界面相的发展方向进行了展望。

1 CFRCMCs界面相类型及其作用分析

CFRCMCs界面相分类方法较多,本文主要从界面相与CFRCMCs力学性能关系角度对界面相进行分类,这种分类对研究界面相组成、结构以及制备工艺对CFRCMCs性能影响具有重要的指导意义。根据这种分类原则,界面相基本可分为5类[5,6] ,见图1。

1.1 界面相与纤维弱结合

此类界面相常出现在纤维与界面相结合较弱时,当裂纹穿透基体以及界面相后,将会偏转,在界面相与纤维之间传播(见图1(a))。在此类界面相中,在一定程度上可以发挥纤维增韧作用,但由于裂纹传播路径单一,且过低的界面剪切强度导致CMCs抵抗裂纹扩展的能力不强,纤维增韧效果不理想。

在此需要说明的是,此类界面与界面相的成分及结构关系不大,本质上取决于界面相与纤维的结合强度。如具有层状晶结构的BN界面相与SiC纤维结合较弱时,裂纹将会在纤维与界面相之间扩展,而不会在BN界面相内部传播,如图2[7]所示。

1.2 界面相与纤维强结合且界面相具有层状晶结构

形成此类界面相的前提条件是界面相与纤维形成较强的界面结合,并且界面相具有层状晶结构。当裂纹扩展到此类界面相时,将会在界面相层间发生偏转,继而在各层间传播(见图1(b)),此时可以充分发挥纤维增韧作用。此类界面相最为常用,主要有PyC以及BN等。界面相为PyC时,CMCs界面微观结构以及裂纹扩展模式如图3[8]所示。

1.3 界面相与纤维强结合且界面相为((X-Y)n)多层结构

此类界面相由多层不同物质或同种物质的不同形态组成,要求界面相与纤维结合紧密,常表示为((X-Y)n)。当裂纹到达界面相时,裂纹将会转向,在各亚层之间传播,在此模式下纤维增韧效果明显(见图1(c))。此类界面相要求各亚层间结合要适当,结合力不宜过大,否则过大的界面剪切强度将使裂纹无法偏转。此类界面相各亚层的成分、结构、厚度以及层对数等参数可以调节,因此具有较强的可设计性。在SiCf/SiC复合材料中,(PyC-SiC)n[9,10]和(BN-SiC)n[11]是最为常用的复合界面相体系。此类界面相SiCf/SiC复合材料的断口形貌以及裂纹在界面相内的传播方式如图4[12,13]所示。

1.4 界面相与纤维强结合且界面相为多孔结构

此类界面相具有多孔结构,并与纤维结合紧密。裂纹扩展到界面相时将在各微孔之间发生偏转并产生分支,CMCs抵抗裂纹扩展的能力增强,复合材料的韧性增加(见图1(d))。多孔界面相一般由氧化物组成,如多孔莫来石界面相(见图5[14]),一般采用溶胶-凝胶工艺制备而成。也有通过先驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备多孔SiC界面相的报道[15]。但从总体情况来看,关于多孔界面相的研究较少,此类界面相改善CMCs力学性能的有效性仍在探索中。

1.5 非理想界面相

在此类界面相中,裂纹无法在界面相内部以及界面相与纤维间发生偏转,导致纤维失效(见图1(e)),此时纤维几乎没有增韧效果,CMCs的力学性能非常差。具有非理想界面相的SiCf/SiC复合材料的断口形貌如图6[16]所示。此类界面相常在制备CMCs过程中形成,目前商品化的SiC纤维不经涂层等界面相预处理基本都会形成此类界面相。笔者对国内外近百篇关于SiCf/SiC复合材料的文献进行了统计,有85%以上的文献在制备CMCs之前均对SiC纤维进行了涂层等界面相处理,证明了界面相在SiCf/SiC复合材料中的重要性。

2 SiCf/SiC复合材料常用界面相以及CMCs的力学性能

纤维表面涂层、热处理等是制备界面相的常用方法,其中纤维涂层技术更为方便有效。SiCf/SiC复合材料中,最为常用的界面相有PyC、BN,复合界面相的应用也比较广泛。同时,为了克服PyC以及BN等界面相在空气中高温使用时的氧化问题,莫来石、氧化钇稳定的氧化锆(YSZ)等氧化物界面相也逐渐引起人们的重视。

2.1 PyC界面相

PyC是最早应用于SiCf/SiC复合材料中的界面相。引入此界面相后,CMCs的力学性能改善明显。制备PyC主要有CVD和PIP法。CVD法常用甲烷、丙烷等为碳源;PIP法常用沥青、酚醛树脂的溶液为先驱体,通过多次纤维浸渍-裂解过程使纤维表面形成碳层。文献报道的PyC界面相在SiCf/SiC复合材料中的应用情况以及CMCs的力学性能如表1所示。PyC界面相厚度是影响SiCf/SiC复合材料力学性能的重要因素。J.H.Miller等研究了PyC界面相厚度对不同体系的SiCf/SiC复合材料力学性能的影响[4,27],结果表明,CMCs的强度随PyC界面相厚度的增大先增加后降低,较佳厚度为0.1～0.2μm。

2.2 BN界面相

BN具有类石墨结构,也是较为理想的界面相,而且相对PyC而言,BN的抗氧化性更好。制备BN界面相主要有CVD法和PIP法。CVD法一般以BCl3或BF3为硼源、NH3为氮源,但由于BCl3、BF3活性较高,所得BN的氧含量较高[30]。PIP法常采用硼的有机化合物为先驱体,将纤维浸渍后在NH3气氛中裂解。另外,目前也提出了一种以硼酸和尿素为原料制备BN界面相较为简单的方法[31,32]。将硼酸和尿素按一定比例溶解在水和乙醇或甲醇的溶液中,然后浸涂纤维,在N2或NH3气氛中裂解即可制成BN界面相。文献报道的BN界面相在SiCf/SiC复合材料中的应用情况以及CMCs的力学性能如表2所示。目前一般认为0.4μm是BN界面相较佳的厚度值[21,23]。

2.3 复合界面相

由于PyC界面相高温抗氧化能力较差,BN在高温下易被氧化成B2O3,这2种界面相在高温有氧环境下使用均存在一定不足,而复合界面相则可以较好地解决这一问题。复合界面相改善CMCs力学性能的方法主要有2种:①一般由2种涂层构成,内层常为SiC,外层为PyC。内层SiC层与纤维和外层PyC层结合均较为紧密,内层SiC的作用相当于增强了外层PyC与纤维的结合强度,这样可以使裂纹在PyC层内部偏转,增强纤维增韧效果[22]。②由((X-Y)n)复合体系构成,最为常用的是((SiC-C)n)[9,10]体系。此体系不仅增强了界面相的抗氧化能力,而且可以使裂纹在各亚层之间传播,使SiCf/SiC复合材料韧性增强。文献报道的复合界面相在SiCf/SiC复合材料中的应用情况以及CMCs的力学性能见表3。

TS:Tensile strength,FS:Flexural strength

TS:Tensile strength,FS:Flexural strength

TS:Tensile strength,FS:Flexural strength

2.4 难熔氧化物界面相

PyC和BN界面相均存在高温抗氧化性差的问题,复合界面相制备工艺复杂,而且多次高温制备过程也会加剧对纤维的损伤,目前氧化物界面相的研究逐渐被重视。长期以来,氧化物界面相被认为不适合在SiCf/SiC复合材料中应用,主要是由于除Hi-Nicalon Type S等少数高级SiC纤维外,纤维均含一定量的自由碳,在高温下会与氧化物界面相发生反应,使纤维强度降级[41,42]。但随着低自由碳含量SiC纤维的研制成功以及氧化物界面相研究的深入,已有氧化物界面相成功应用的实例。

目前研究的难熔氧化物界面相主要有SiO2、MgO-SiO2、莫来石、氧化物稳定的氧化锆等,一般采用Sol-gel工艺制备而成。Callender等对金属掺杂的Al2O3界面相进行了研究,证实此类界面相不仅具有较好的抗氧化性,而且与SiCf/SiC复合材料中各组分均具有较好的化学相容性[43,44]。N. Igawa等对氧化硅系列的界面相进行了研究,成功地在Hi-Nicalon Type S和Tyranno SA SiC纤维表面制备了SiO2以及MgO-SiO2界面相,制备涂层后纤维强度基本没有下降,同时SiCf/SiC复合材料的韧性增加[45,46]。但应该注意的是,SiO2系的界面相一般仅适用于如Hi-Nicalon Type S、Tyranno SA等n(C)/n(Si)≈1、同时低氧含量的SiC纤维。

近几年来,ZrO2系界面相越来越受重视,被认为是目前最有前途的氧化物界面相之一。ZrO2系界面相提高CMCs的韧性的机理主要有2点:①ZrO2界面相可以在裂纹产生的应力诱导下发生(t→m)相变,相变过程中会产生大的体积膨胀以及剪切作用,抑制裂纹的进一步生长。②相变过程中界面相内部的体积膨胀会产生较大的压缩应力,导致界面相分层,使裂纹发生偏转[47]。

ZrO2系界面相一般通过Sol-gel工艺制备,由于ZrO2在高温下会发生相变:

单斜undefined四方undefined立方ZrO2

晶型转变过程中引起体积效应,因此必须进行晶型稳定化处理。常用的稳定添加剂有CaO、MgO、Y2O3、CeO2和其它稀土氧化物。这些氧化物的阳离子半径与Zr4+相近,且在ZrO2中的溶解度很大,可以与ZrO2形成单斜、四方和六方等晶型的置换型固溶体。这种固溶体可以避免共析分解,以亚稳态保持到室温。目前研究最多的是Y2O3稳定的ZrO2界面相体系,N.I. Baklanova等在Nicalon SiC纤维表面制备了稳定的t-ZrO2界面相,并详细研究了Y2O3含量对界面相结构、纤维高温抗氧化等性能的影响[47]。目前对ZrO2系界面相的研究主要集中在制备工艺以及对纤维性能影响方面,关于界面相对SiCf/SiC复合材料性能影响的研究还未见报道。

3 结语