SiC基复合材料的制备方法
SiC基复合材料的制备方法
【技术领域】
[0001]本发明属于陶瓷基复合材料技术领域，具体涉及一种SiC基复合材料的制备方法。
【背景技术】
[0002]SiC基复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、高断裂韧性、耐辐射等优异性能，在航空航天及原子能行业得到越来越多的关注。
[0003]PIP工艺(通过对纤维预制件反复进行先驱体浸渍裂解制备复合材料的方法)是制备陶瓷基复合材料最常用的工艺之一，通常PIP工艺使用常规加热方式进行先驱体的裂解，然而常规裂解往往温度较高、升温速率慢，会对C纤维或SiC纤维造成一定的损伤，进而影响复合材料的整体性能；另外，常规工艺升温速率慢，会导致复合材料的制备效率低。因此，需要寻求一种高效制备陶瓷基复合材料的方法。
【发明内容】
[0004]本发明要解决的技术问题是克服现有技术的不足，提供一种快速、高效、可提高材料力学性能的SiC基复合材料的制备方法。
[0005]为解决上述技术问题，本发明采用以下技术方案:
一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤:
(1)制备CVD涂层:对纤维预制件进行CVD处理，得到带有CVD涂层的纤维预制件；
(2)真空浸渍:用SiC先驱体对带有CVD涂层的纤维预制件进行真空浸渍，得到真空浸渍后的纤维预制件；
(3)烘干:烘干步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件，得到烘干纤维预制件；
(4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件在惰性气氛保护下进行微波烧结，具体是以30°C /min?100°C /min的升温速度升温至200°C?1500°C，保温0.1h?6h，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件；
(5)重复步骤(2)?(4)，得到SiC基复合材料。
[0006]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括纤维二维织物、纤维2.5维织物、纤维三维四向织物或纤维三维五向织物。
[0007]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括C纤维预制件或SiC纤维预制件。
[0008]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述CVD涂层为BN涂层、裂解C涂层、SiC涂层中的一种或多种，所述CVD处理的时间为0.1h?50h。
[0009]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(2)中，所述SiC先驱体为聚碳硅烷的二甲苯溶液或液态聚碳硅烷，所述真空浸渍的时间为Ih?24h。
[0010]上述的制备方法中，优选的，所述聚碳硅烷的二甲苯溶液中，聚碳硅烷与二甲苯的质量比为1: 0.5?2。
[0011]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(3)中，所述烘干包括空气中烘干、氮气保护下烘干或氩气保护下烘干，烘干温度为25°C?300 °C，烘干时间为Ih?24h。
[0012]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(5)中，步骤(2)?(4)的重复次数为I?30次。
[0013]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(4)中，所述惰性气体为氮气或氩气。
[0014]与现有技术相比，本发明的优点在于:
1、本发明采用微波热源、在相对较低的温度下大幅提高升温速度来制备SiC基复合材料，极大地缩短了 SiC基复合材料的工艺周期，大幅提高了 SiC基复合材料制备效率，且降低了 SiC基复合材料的生产成本。
[0015]2、本发明采用微波热源、在相对较低的温度下大幅提高升温速度来制备SiC基复合材料，由于微波烧结的快速升温，使复合材料基体皲裂增多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明制备的SiC基复合材料相比常规烧结工艺制备的SiC基复合材料而目，强度和初性更尚。
【附图说明】
[0016]图1为本发明制备方法的工艺流程图。
[0017]图2为本发明实施例1制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0018]图3为对比例I制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0019]图4为本发明实施例2制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0020]图5为对比例2制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0021]图6为本发明实施例3制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0022]图7为对比例3制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0023]图8为本发明实施例4制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0024]图9为对比例4制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0025]图10为本发明实施例5制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0026]图11为对比例5制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0027]图12为本发明实施例6制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0028]图13为对比例6制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0029]图14为本发明实施例7制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0030]图15为对比例7制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0031]图16为本发明实施例8制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0032]图17为对比例8制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
【具体实施方式】
[0033]以下结合说明书附图和具体优选的实施例对本发明作进一步描述，但并不因此而限制本发明的保护范围。
[0034]实施例1:
一种本发明的SiC基复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD(化学气相沉积)处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为6h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0035](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)的二甲苯溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0036](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0037](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以40°C /min的升温速率升至800°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0038](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0039]图2为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，使复合材料基体皲裂较多，这样可 以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为335.7MPa，断裂韧性为19.5MPa.m1/2。
[0040]对比例1:
本对比例与实施例1基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以5°C /min的升温速度升至800°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为292.6MPa，断裂韧性为17.3 MPa.m1/2;图3为本对比例制备的C/SiC复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0041]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例1所制备的C/SiC复合材料的性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的性能高。
[0042]实施例2:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为12h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0043](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0044](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0045](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以80°C /min的升温速率升至900°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0046](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0047]图4为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为362.5MPa，断裂韧性为20.2MPa.m1/2。
[0048]对比例2:
本对比例与实施例2基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以10C /min的升温速度升至900 °C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为324.2MPa，断裂韧性为19.6MPa.m1/2;图5为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0049]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例2所制备的C/SiC复合材料的性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的性能高。
[0050]实施例3:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为15h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0051](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0052](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0053](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1000°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0054](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0055]图6为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为398.4MPa，断裂韧性为21.6MPa.m1/2。
[0056]对比例3:
本对比实施例与实施例3基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1000°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为369.1MPa，断裂韧性为19.9MPa.m1/2;图7为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0057]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例3所制备的C/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的力学性能高。
[0058]实施例4:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为20h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0059](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0060](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0061](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1100°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0062](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合 材料。
[0063]图8为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为413.2MPa，断裂韧性为22.3MPa.m1/2。
[0064]对比例4:
本对比实施例与实施例4基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1100°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为383.9MPa，断裂韧性为20.4MPa.m1/2;图9为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0065]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例4所制备的C/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的力学性能高。
[0066]实施例5:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为6h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0067](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0068](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0069](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以40°C /min的升温速率升至800°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0070](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0071]图10为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为425.6MPa，断裂韧性为20.9MPa.m1/2。
[0072]对比例5:
本对比实施例与实施例5基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以5°C /min的升温速度升至800°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为349.6MPa，断裂韧性为20.5MPa.πι1/2;图11为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0073]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例5所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0074]实施例6: 一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为12h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0075](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0076](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0077](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以60°C /min的升温速率升至900°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0078](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0079]图12为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为465.8MPa，断裂韧性为21.6MPa.m1/2。
[0080]对比例6:
本对比实施例与实施例6基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以10°C /min的升温速度升至900°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为364.3MPa，断裂韧性为21.3MPa.πι1/2;图13为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0081]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例6所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能也比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0082]实施例7:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为15h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0083](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0084](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0085](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤 维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以80°C /min的升温速率升至1000°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0086](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0087]图14为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为489.9MPa，断裂韧性为22.7MPa.m1/2。
[0088]对比例7:
本对比实施例与实施例7基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1000°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为441.5MPa，断裂韧性为22.7MPa.m1/2;图15为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0089]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例7所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0090]实施例8:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为20h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0091](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0092](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在100°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0093](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1100°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0094](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0095]图16为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为551.5MPa，断裂韧性为29.8MPa.m1/2。
[0096]对比例8:
本对比实施例与实施例4基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1100°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为494.8MPa，断裂韧性为24.3MPa.m1/2;图17为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0097]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例8所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0098]以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应该指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下的改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
【主权项】
1.一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤: (1)制备CVD涂层:对纤维预制件进行CVD处理，得到带有CVD涂层的纤维预制件； (2)真空浸渍:用SiC先驱体对带有CVD涂层的纤维预制件进行真空浸渍，得到真空浸渍后的纤维预制件； (3)烘干:烘干步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件，得到烘干纤维预制件； (4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件在惰性气氛保护下进行微波烧结，具体是以30°C /min?100°C /min的升温速度升温至200°C?1500°C，保温0.1h?6h，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件； (5)重复步骤(2)?(4)，得到SiC基复合材料。2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括纤维二维织物、纤维2.5维织物、纤维三维四向织物或纤维三维五向织物。3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括C纤维预制件或SiC纤维预制件。4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述CVD涂层为BN涂层、裂解C涂层、SiC涂层中的一种或多种，所述CVD处理的时间为0.1h?50h。5.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中，所述SiC先驱体为聚碳硅烷的二甲苯溶液或液态聚碳硅烷，所述真空浸渍的时间为Ih?24h。6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述聚碳硅烷的二甲苯溶液中，聚碳硅烷与二甲苯的质量比为1: 0.5?2。7.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中，所述烘干包括空气中烘干、氮气保护下烘干或氩气保护下烘干，烘干温度为25°C?300°C，烘干时间为Ih?24ho8.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)中，步骤(2)?(4)的重复次数为I?30次。9.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中，所述惰性气体为氮气或氩气。
【专利摘要】本发明公开了一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤：（1）制备CVD涂层；（2）真空浸渍；（3）烘干；（4）微波裂解；（5）重复步骤（2）～（4），得到SiC基复合材料。该方法具有快速、高效、可提高材料力学性能等优点。
【IPC分类】C04B35/80, C04B35/565, C04B35/64
【公开号】CN104892013
【申请号】CN201510264794
【发明人】周新贵, 杨会永, 黄泽兰, 王洪磊, 余金山, 杨备, 殷刘彦, 喻雄
【申请人】中国人民解放军国防科学技术大学
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年5月22日
【技术领域】
[0001]本发明属于陶瓷基复合材料技术领域，具体涉及一种SiC基复合材料的制备方法。
【背景技术】
[0002]SiC基复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、高断裂韧性、耐辐射等优异性能，在航空航天及原子能行业得到越来越多的关注。
[0003]PIP工艺(通过对纤维预制件反复进行先驱体浸渍裂解制备复合材料的方法)是制备陶瓷基复合材料最常用的工艺之一，通常PIP工艺使用常规加热方式进行先驱体的裂解，然而常规裂解往往温度较高、升温速率慢，会对C纤维或SiC纤维造成一定的损伤，进而影响复合材料的整体性能；另外，常规工艺升温速率慢，会导致复合材料的制备效率低。因此，需要寻求一种高效制备陶瓷基复合材料的方法。
【发明内容】
[0004]本发明要解决的技术问题是克服现有技术的不足，提供一种快速、高效、可提高材料力学性能的SiC基复合材料的制备方法。
[0005]为解决上述技术问题，本发明采用以下技术方案:
一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤:
(1)制备CVD涂层:对纤维预制件进行CVD处理，得到带有CVD涂层的纤维预制件；
(2)真空浸渍:用SiC先驱体对带有CVD涂层的纤维预制件进行真空浸渍，得到真空浸渍后的纤维预制件；
(3)烘干:烘干步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件，得到烘干纤维预制件；
(4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件在惰性气氛保护下进行微波烧结，具体是以30°C /min?100°C /min的升温速度升温至200°C?1500°C，保温0.1h?6h，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件；
(5)重复步骤(2)?(4)，得到SiC基复合材料。
[0006]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括纤维二维织物、纤维2.5维织物、纤维三维四向织物或纤维三维五向织物。
[0007]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括C纤维预制件或SiC纤维预制件。
[0008]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(I)中，所述CVD涂层为BN涂层、裂解C涂层、SiC涂层中的一种或多种，所述CVD处理的时间为0.1h?50h。
[0009]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(2)中，所述SiC先驱体为聚碳硅烷的二甲苯溶液或液态聚碳硅烷，所述真空浸渍的时间为Ih?24h。
[0010]上述的制备方法中，优选的，所述聚碳硅烷的二甲苯溶液中，聚碳硅烷与二甲苯的质量比为1: 0.5?2。
[0011]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(3)中，所述烘干包括空气中烘干、氮气保护下烘干或氩气保护下烘干，烘干温度为25°C?300 °C，烘干时间为Ih?24h。
[0012]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(5)中，步骤(2)?(4)的重复次数为I?30次。
[0013]上述的制备方法中，优选的，所述步骤(4)中，所述惰性气体为氮气或氩气。
[0014]与现有技术相比，本发明的优点在于:
1、本发明采用微波热源、在相对较低的温度下大幅提高升温速度来制备SiC基复合材料，极大地缩短了 SiC基复合材料的工艺周期，大幅提高了 SiC基复合材料制备效率，且降低了 SiC基复合材料的生产成本。
[0015]2、本发明采用微波热源、在相对较低的温度下大幅提高升温速度来制备SiC基复合材料，由于微波烧结的快速升温，使复合材料基体皲裂增多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明制备的SiC基复合材料相比常规烧结工艺制备的SiC基复合材料而目，强度和初性更尚。
【附图说明】
[0016]图1为本发明制备方法的工艺流程图。
[0017]图2为本发明实施例1制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0018]图3为对比例I制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0019]图4为本发明实施例2制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0020]图5为对比例2制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0021]图6为本发明实施例3制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0022]图7为对比例3制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0023]图8为本发明实施例4制备的C/SiC复合材料的形貌图；其中，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0024]图9为对比例4制备的C/SiC复合材料的微观形貌图。
[0025]图10为本发明实施例5制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0026]图11为对比例5制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0027]图12为本发明实施例6制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0028]图13为对比例6制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0029]图14为本发明实施例7制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0030]图15为对比例7制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
[0031]图16为本发明实施例8制备的SiC/SiC复合材料的形貌图；其中，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图。
[0032]图17为对比例8制备的SiC/SiC复合材料的微观形貌图。
【具体实施方式】
[0033]以下结合说明书附图和具体优选的实施例对本发明作进一步描述，但并不因此而限制本发明的保护范围。
[0034]实施例1:
一种本发明的SiC基复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD(化学气相沉积)处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为6h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0035](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)的二甲苯溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0036](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0037](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以40°C /min的升温速率升至800°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0038](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0039]图2为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，使复合材料基体皲裂较多，这样可 以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为335.7MPa，断裂韧性为19.5MPa.m1/2。
[0040]对比例1:
本对比例与实施例1基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以5°C /min的升温速度升至800°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为292.6MPa，断裂韧性为17.3 MPa.m1/2;图3为本对比例制备的C/SiC复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0041]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例1所制备的C/SiC复合材料的性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的性能高。
[0042]实施例2:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为12h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0043](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0044](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0045](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以80°C /min的升温速率升至900°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0046](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0047]图4为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为362.5MPa，断裂韧性为20.2MPa.m1/2。
[0048]对比例2:
本对比例与实施例2基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以10C /min的升温速度升至900 °C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为324.2MPa，断裂韧性为19.6MPa.m1/2;图5为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0049]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例2所制备的C/SiC复合材料的性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的性能高。
[0050]实施例3:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为15h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0051](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0052](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0053](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1000°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0054](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合材料。
[0055]图6为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为398.4MPa，断裂韧性为21.6MPa.m1/2。
[0056]对比例3:
本对比实施例与实施例3基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1000°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为369.1MPa，断裂韧性为19.9MPa.m1/2;图7为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0057]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例3所制备的C/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的力学性能高。
[0058]实施例4:
一种本发明的C/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向C纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为20h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0059](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0060](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0061](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1100°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0062](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为C/SiC复合 材料。
[0063]图8为本实施例制备的C/SiC复合材料的形貌图，Ca)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为413.2MPa，断裂韧性为22.3MPa.m1/2。
[0064]对比例4:
本对比实施例与实施例4基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1100°C，保温lh，所得的C/SiC复合材料的三点弯曲强度为383.9MPa，断裂韧性为20.4MPa.m1/2;图9为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0065]由上述可见，本发明的制备方法与常规C/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，C/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例4所制备的C/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的C/SiC复合材料的力学性能高。
[0066]实施例5:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为6h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0067](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0068](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0069](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以40°C /min的升温速率升至800°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0070](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0071]图10为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为425.6MPa，断裂韧性为20.9MPa.m1/2。
[0072]对比例5:
本对比实施例与实施例5基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以5°C /min的升温速度升至800°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为349.6MPa，断裂韧性为20.5MPa.πι1/2;图11为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0073]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例5所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0074]实施例6: 一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为12h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0075](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0076](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0077](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以60°C /min的升温速率升至900°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0078](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0079]图12为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为465.8MPa，断裂韧性为21.6MPa.m1/2。
[0080]对比例6:
本对比实施例与实施例6基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以10°C /min的升温速度升至900°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为364.3MPa，断裂韧性为21.3MPa.πι1/2;图13为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0081]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例6所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能也比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0082]实施例7:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:以氮气为载气、甲烷为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，甲烷与氮气流量比为1: 3，裂解温度为1000°C，处理时间为15h，得到带有裂解C涂层的纤维预制件。
[0083](2)真空浸渍:将带有裂解C涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以聚碳硅烷(PCS)与二甲苯所配制的溶液为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，PCS与二甲苯质量比为1: 1，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0084](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在80°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0085](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤 维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以80°C /min的升温速率升至1000°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0086](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0087]图14为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为489.9MPa，断裂韧性为22.7MPa.m1/2。
[0088]对比例7:
本对比实施例与实施例7基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1000°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为441.5MPa，断裂韧性为22.7MPa.m1/2;图15为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0089]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例7所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0090]实施例8:
一种本发明的SiC/SiC复合材料的制备方法，如图1所示，包括以下步骤:
(I)制备CVD涂层:采用三氯化硼与氨气为先驱气体对三维四向SiC纤维预制件进行CVD处理，三氯化硼与氨气流量比为1: 1，裂解温度为1100°C，处理时间为20h，得到带有BN涂层的纤维预制件。
[0091](2)真空浸渍:将带有裂解BN涂层的纤维预制件放入真空浸渍罐中，抽真空，以液态聚碳硅烷(LPVCS)为SiC先驱体对纤维预制件进行真空浸渍，浸渍时间为12h，得到真空浸渍后的纤维预制件。
[0092](3)烘干:将步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件放入烘箱中，在100°C的空气环境下烘干12h，得到烘干纤维预制件。
[0093](4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件放入微波烧结炉中，抽真空，然后通纯度为99.999%的氮气，以100°C /min的升温速率升至1100°C，保温lh，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件。
[0094](5)将步骤(4)所得的裂解纤维预制件按照步骤(2)?(4)的过程重复进行15次，得到SiC基复合材料，具体为SiC/SiC复合材料。
[0095]图16为本实施例制备的SiC/SiC复合材料的形貌图，(a)图为宏观形貌图，(b)图为微观形貌图，由图可以看出，由于微波烧结的快速升温，导致复合材料基体皲裂较多，这样可以为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，从而复合材料的强度和韧性较高。经测试，其三点弯曲强度为551.5MPa，断裂韧性为29.8MPa.m1/2。
[0096]对比例8:
本对比实施例与实施例4基本相同，区别仅在于步骤(4)采用常规烧结工艺，具体为:以15°C /min的升温速度升至1100°C，保温lh，所得的SiC/SiC复合材料的三点弯曲强度为494.8MPa，断裂韧性为24.3MPa.m1/2;图17为本对比例制备的复合材料的微观形貌图，可以看出，常规烧结由于升温速率慢，基体烧结比较致密，容易产生较大的裂纹，导致纤维过早断裂，从而其强度和韧性较低。
[0097]由上述可见，本发明的制备方法与常规SiC/SiC基复合材料制备方法相比，由于微波烧结工艺的升温速率比常规烧结工艺快，SiC/SiC复合材料的制备效率大大提高，且快速升温带来较多的基体皲裂，为裂纹扩展提供更多的扩展路径，防止纤维过早断裂，因而本发明实施例8所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能比常规SiC基复合材料制备方法所制备的SiC/SiC复合材料的力学性能高。
[0098]以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应该指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下的改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
【主权项】
1.一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤: (1)制备CVD涂层:对纤维预制件进行CVD处理，得到带有CVD涂层的纤维预制件； (2)真空浸渍:用SiC先驱体对带有CVD涂层的纤维预制件进行真空浸渍，得到真空浸渍后的纤维预制件； (3)烘干:烘干步骤(2)所得的真空浸渍后的纤维预制件，得到烘干纤维预制件； (4)微波裂解:将步骤(3)所得的烘干纤维预制件在惰性气氛保护下进行微波烧结，具体是以30°C /min?100°C /min的升温速度升温至200°C?1500°C，保温0.1h?6h，使SiC先驱体进行裂解，得到裂解纤维预制件； (5)重复步骤(2)?(4)，得到SiC基复合材料。2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括纤维二维织物、纤维2.5维织物、纤维三维四向织物或纤维三维五向织物。3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述纤维预制件包括C纤维预制件或SiC纤维预制件。4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(I)中，所述CVD涂层为BN涂层、裂解C涂层、SiC涂层中的一种或多种，所述CVD处理的时间为0.1h?50h。5.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中，所述SiC先驱体为聚碳硅烷的二甲苯溶液或液态聚碳硅烷，所述真空浸渍的时间为Ih?24h。6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述聚碳硅烷的二甲苯溶液中，聚碳硅烷与二甲苯的质量比为1: 0.5?2。7.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中，所述烘干包括空气中烘干、氮气保护下烘干或氩气保护下烘干，烘干温度为25°C?300°C，烘干时间为Ih?24ho8.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)中，步骤(2)?(4)的重复次数为I?30次。9.根据权利要求1?4中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中，所述惰性气体为氮气或氩气。
【专利摘要】本发明公开了一种SiC基复合材料的制备方法，包括以下步骤：（1）制备CVD涂层；（2）真空浸渍；（3）烘干；（4）微波裂解；（5）重复步骤（2）～（4），得到SiC基复合材料。该方法具有快速、高效、可提高材料力学性能等优点。
【IPC分类】C04B35/80, C04B35/565, C04B35/64
【公开号】CN104892013
【申请号】CN201510264794
【发明人】周新贵, 杨会永, 黄泽兰, 王洪磊, 余金山, 杨备, 殷刘彦, 喻雄
【申请人】中国人民解放军国防科学技术大学
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年5月22日
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