碳纤维增强碳化硅复合材料的力学性能与界面何新波张新明张长瑞周新贵周安郴21.中南大学材料科学与工程系。湖南长沙4，s2.国防科技大学应用化学与材料工程系。湖南长沙4乃以，密撕的，揠。胗也大幅度晋罐柬，=，关键词，复合材料显微结构力学性能芦面1头的。，素。

　　陶瓷基复合材料综合了复合材料中各相的优点，使复合材料性能特别是韧性大大提，从而扩大了陶瓷材料的应用范围。根据增强相种类的不同，它可分为颗粒晶须和纤维等，强型陶瓷基复合材其中纤维增强陶瓷基复合材料抓因其在温下具有强度和韧性高耐腐蚀性好和密度低等优点，故被认为是目前*有发展前景的高温结构材料之，在国防和航空航天领域有着广阔的应目前景4与其它陶瓷基复合村料如4，3和5以4基相比。8基复合材料因强度，1抗氧化性好，己在热防护领域得到广泛应用。目前，能使用的增强纤维主要有碳纤维碳化硅纤维玻璃纤维和些氧化物纤维。与其它纤维相比，碳纤维因其密度低强度和模量高以及高温稳定性优良已广泛应用于复合村料领域连续纤维增强陶瓷基复合村料的制备方法主要有化学气相沉积先驱体浸渍裂解粉末泥浆热压和反应烧结法等6在此，作者以聚碳硅烷只为先驱体和粘结剂，以人偬和203为烧结助剂。采先驱体转化热压烧结法制得，5复合材料，就烧结温度对纤维基体界他复合材料密度和乃学性能的出响以及烧结助剂付合材料显微结构的影响进行了研究。

　　1实验过程采用的原料是兄微粉纯度质量分数。

　　同为99，平均粒径约为8广，烧结助剂办纯度为劣平均粒径约为，万心人肌纯度大于99，平均粒径约为5；如；聚碳硅烷软化点，237 247.将上述粉料按定的比例配制成复合粉体5以甲苯为溶剂，米用湿法球磨混合均匀而制得浆料。然后，通过缠绕将碳纤维型号为河40和浆料制成无韩布，晾干后裁剪成30.0，35.，长父宽的小块，*后通过叠层热模压和热压烧结，制得纤维约为50体积分数的复合材料。热压压乃为25此。烧结温度分别为17，采用点弯曲法测抗弯强度和层间剪切强度，仙跨距分别为30.，1和15.0，1.加载速皮为0.5，如断裂韧性采用单边切口梁法，试样尺寸，如；试样密度米用阿基未德排水法测量；烧结试样用射线衍射仪进行物相分析；利叩。顺20型透射电镜1爪1和扫描电镜仙1观察试样的基金项目国防预研重点项目12.1.4说微结构品界特征和断口形貌用成地型线能谱仪进疔微区成分分析i 2结果与讨论2.1复合材料的性能复合材料的密度与力学性能如1.可当烧结温度于1750肘，复合材料致密化程度较尚，并且随着烧结温度的提尚，复合材料的密度不断，大；当烧结温度为1850，材料的密度约为理论密度的汜。6.理论密度约为2.581说明烧结温度的提尚有利于材料的致密化，这与陶瓷材料般烧结理论相致；同时，复合材料的层间剪切强度也不断提这主要是因为烧结温度提高，复合材料内基体之间以及基体纤维之间的结合增强，材料温度从1750，提到1800，时，复合材料密度提高的同时，其抗弯强度与断裂韧性也分别提了22.8和35.3进少捉烧结温度至1 850.时，同1800讲的相比，复合材料的密度与剪切强度诅有捉高。但抗巧强度与断裂韧性却分别下降了17.6和36.7.其原因可能在于，烧结温度对复合材料中纤维基体界面结合影响很大，而此界面正是影响复合材料性能的关键因素之wq.2.2复合材料的显微结构与增韧机制复合材料的1孤形貌1.可，基体组织的晶粒较小，其平均粒径约为1.0但是其中含包不少粒径为100300的微细颗粒。迪过分析这2种颗粒的08发现大粒径颗粒中仅含3，小粒径颗粒除含5外还含打定景的，1和。在复合材料的0谱中未发现单独的相。说明小粒径颗粒主要是和人抓的固溶体，而人粒社颗粒为原始5忙颗粒。此外，颗粒间白色相为晶界相，在材料烧结过程中形成了液相，此液相主要来源于2，3与人偬，0的反应。冷却时，除了析出少量以及基体4纤维之间。当被惰性气体保护时，聚碳硅，在高温度下的裂解产物主要为3，沉，0，2和质量分数约为的游离碳，其中，3以微晶形式存在。可推测，在本试验条件下4以与聚碳硅，布于晶界相中的均勾亚微米入5固溶体。而对尸大粒径颗粒，由于其不能进行溶解与再沉淀反应，再加上它与入婀的互扩散系数均很小，御隹形成固溶体。这种微细固溶体不仅可强化晶界相和抑制5忙的过分长大，并1还与品界相起填充于大粒径颗粒间以及纤维基体间空隙，使基体的强度提高，基体纤维界面的结合，强。

　　研究结果明，基体材料中主要存在以下几种界而，嚎帕V，浣缑妫，疾。其界面非常千净，不存在任何晶界相或其他相81颗粒晶界相之间界面3.

　　烧结温度，抗弯强度MPa层间剪切强度MPa相对密度，说偬固溶体晶界相之间界面4.

　　中此界面十分清晰，从而证实了形成，固溶体此外，还有种界面，即纤维基体之间界面你恶1.

　　纤维增强陶瓷基复合材料的性能不仅与纤维基体性能以及艺条件良关，而与纤维站体界面特性有关，其中纤维基体的界面特性是决定复合材料性能的关键。从1可知，烧结温度不同时，纤维基体界面有所+樵烧结温度为1 800时。此界面相为均匀的有定厚度的富碳晶界相碳主要来源于民5的裂解；而当烧结温度为1850时，这层晶界相很薄，甚至无晶界相，这可能与高温下晶界相与碳纤维和基体间的固溶渗透有关。正是由于这种界面的差，导致复合材料的性能出现很大的差别。6为复合材料断口形貌，6中有明显800烧结的复村料1.其具，很好的力学性能，现为，性断裂，说明富碳晶界相使纤维与基体结合适中，纤维发挥增强和拔出作用；当烧结温度捉到1850时。复合衬，则提现为脆性断裂，其力学性能大幅度下降，其原因主要在于纤维性能退化加剧和纤维基体界面强化。通过对碳纤维的085分析发现，纤维中含有不少人队，0和3等元素，证明纤维与晶界相和基体之间发生容，透。比较和发现旧1中纤维发生固溶渗透较1的严重，由此可推测，经1850烧结后复合材料内纤维与1800，烧结后的纤维相比，性能大大降低，同时晶界相与纤维的结合增强，因此，复合材料的性能下降。

　　3结论以和12，3为烧结助剂，通过热压烧结的方法制备了性能较好的3，春喜牧袭对力学性能和显微结构的研允明。由于液相烧结和反应生成，喳固溶体，当烧结温度为1750复合材料就己具有较高的致密度和较好的力学性能；当烧结温议升为180，1时，复合材料密度，人的同时。其力学性能也大幅度提高，此时复合材料抗弯强度与断裂初性分别高达691.6添和20.7，2，复合材料呈现韧性断裂。进步提高烧结温度到1850，时，虽然复合材料的密度有所增加，但由于碳纤维基体界面结合过强以及碳纤维本身性能退化加剧，材料呈现典型的脆性断裂，其力学性能急剧下降。这结果同时明，纤维基体的界面结合是导致纤维增强陶瓷基复合材料性能的关键因素，其中，纤维的脱粘与拔出是主要的，韧因素。

　　参考文