SiC材料

第一篇：SiC材料

SiC材料的制备与应用

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

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

法、聚合物热分解法和各种气相法。气相法和聚合物热裂解法低温合成SiC 微粉的研究已经进行多年。在600～1 ,800 ℃下热裂解CH3-SiH3 已获得产量很高的无定型SiC 微粉,其比表面积为25m2/ g ,杂质总量低于60ppm。能无压烧结至很高的密度,是高温结构陶瓷材料的理想原材料,可作为高温燃气轮机的转子、喷嘴、燃烧器,高温气体的热交换器部件,发动机中的汽缸和活塞等部件,还可作为核反应堆材料及火箭头部雷达天线罩等。陶瓷燃气轮机的热效率比一般燃气轮机可提高20 %以上[3 ]。德国ESK公司将SiC 作为涡轮增压器转子装在汽油发动机试验车上,最大转速为96 ,000n/ min ,排气温度为1 ,030 ℃,经过1 ,000km 的路面试验,表现出优异的响应特性。近年来人们更多地关注在柴油发动机上应用陶瓷,SiC主要用做这种陶瓷发动机的挺柱、涡轮增压器转子、涡流式镶块等。1985 年,日本NGK厂生产的增压器转子已投入市场。美国阿贡国家实验室能源与环境研究室运输研究中心预计2000～2010 年汽车发动机用陶瓷件可占领66 %～90 %的零件市场,总价值超过36 亿美元,显示出十分广阔的应用前景[4 ]。3.2 化学气相沉积CVDSiC 基于理论致密结构和高纯度(99.999 %)表现出优异的物理化学性能已为人们所共知,利用扩散势垒作原子能材料和热压光学镜头的模具即是两例应用。另外,在碳或钨纤维芯上气相沉积SiC 已制造出直径在120μm 的纤维。最近Morton Inter-national Advanced Materials 公司宣布已批量成功地研制出1 ,500mm 宽、25mm 厚的无基底CVDNicalon 和Tyranno 等。最近Car-borundum 和Dow Corning 公司的SiC 纤维生产已有批量规模,德国已由几个工业合作伙伴启动了一项旨在开发SiC 纤维复合材料应用的规模宏大的BMBF 研究计划。Bayer 公司新研制出一种SiCH.Mehrwald.History and economic aspects of industrial SiC manufac2 true.cfi/ Ber., 1992 ,69(3):72～81 3 国家自然科学基金委员会.北京:无机非金属材料科学,科学出版社,1997 4 田增英.精密陶瓷及其应用.北京:科学普及出版社,1993 5 Material Innovations : CVD , Scaled up for Commercial Production of BulkSiC.Am.Ceram.Soc.Bull.1993 ,72(3):74～78 6 Lipp.A., Silicumcarbid2whisker , das Versārkungsmaterial der Zukunft.Feinwerktechnik 1979 , 74(4):150～154 7 Boecker.W.D.et al , Hexagonal SiC Platelets and Preforms and Methods of Making and Using same , US4 , 756 ,895 ,1988 8 Baldus H.B-(N ,C)A New Ceramic Material for High Performance Applications., n : Evans , A.G.,Naslain ,R.(eds.): High Temperature Ceramic Matrix Comppositesll.Man-ufactruing and Materials Development.Ceram.Trans.Am.Ceram.Soc., 1995 ,(8):75～84 9 Bocker W.D.G., Chwastiak S., Frechette F., et al., Single Phase Alpha-SiC Reinforcements for Composites , 1995 ,(18):407 – 420 10 碳化硅制备方法含量检测及应用指导手册.北京: 中国科技出版社, 2006

第二篇：SIC写作经验

一位高手的SIC写作经验，值得分享

引子：先说一个故事。国内的一位老师，把一篇文章投到《植物学报》。这是一个SCI search的期刊，不是SCI源期刊。影响因子低于1。但是被拒了。于是修改之后，这位老师把文章投到了植物学领域最著名的the Plant Cell，影响因子在10左右。居然被接收了。也就是说，目前国内的研究成果并不比国外同行差。本人觉得，差的只是国人的英语写作水平。以下是个人的一点经验。

第一部分：SCI文章的写作对于没有写过英文的人来说，第一篇文章有些困难。关键还是在于要阅读大量的英文文献。在文章的写作上，最好不要自己造句子。说实在的，大多数中国学者的英文都不好，自己造句子，很可能是中式英语，老外看不懂。所以，写文章，要学会借鉴。也就多看英文文章，看到相关的句型，要做好笔记。要学会使用老外们用过的句型，拿来以后作些修改。我一般都在写作前阅读大量的文章，一边阅读，一边把自己认为重要的句子分别copy到自己文章的各个部分，然后在写作时进行取舍。

1.Introduction部分，很多可能都是文献。要介绍自己研究的内容的一些相关知识。让大家知道你所研究领域现在的一些进展，以及自己研究的“新鲜”内容。

2.Materials and Methods比较好写，看看文献，应该有相同的内容可以参考，把这些内容找来进行一些修改就可以了。

3.Results部分有些困难。这一部分是要自己造句较多的部分。但是也要尽量借用英语是母语的人所用的句型。个人研究的内容可能很多，要突出指出自己的研究重点。在这一部分，最好不要出现讨论方面的内容。

4.个人觉得最难写的部分是Discussion部分。要把自己的研究与他人的研究结合起来，哪些与他人的研究相似，哪些不一样。从自己的研究结果可以得出什么样的结论或推论。要从研究结果可以引申一些相关的内容，不要完全局限于自己的研究领域，放宽一些。

5.我一般是在写完这些部分以后，再写Abstract，最后再定标题。一个简洁醒目的标题，事半功倍。请记住：写文章一定要突出自己研究相对较新的内容。这是一些影响因子较高的期刊所很看重的。另外，最不推荐的是把文章写成中文，然后翻译成英文。因为这样真的是彻头彻尾的中式英语了。

第二部分：SCI文章的投稿写好文章后，就要开始投稿了。

1.选择期刊。大家可以在论坛上下载到相关的SCI影响因子及相关期刊的名称。同时大家在阅读相关文献时也应该知道一些与自己研究领域相关的期刊。找到一个适合自己文章的刊物很重要。个人推荐：先投一个影响因子较高的刊物，如果能被送审，得到一些修改意见，即使被拒，然后修改后再投一个影响因子较低的期刊，希望更大一些。切记：勿一稿多投。比如说植物学领域，大家都知道有以下的期刊：Plant cell, Plant Physiology, Plant Journal, Plant science, NEW PHYTOL, J EXP BOT.比如说蛋白领域，有Molecular and Cellular Proteome, Journal of Proteome Research, Proteomics, Electrophoresis等。

2.国外的期刊基本都实现了网上投稿。登录该期刊，找到投稿需知，也就是“Instructions for

Authors”，仔细阅读。

3.根据“Instructions for Authors”，修改自己文章的格式。这是一个比较繁琐的事情。一定要仔细修改格式（语法、词汇方面的错误应该在写作时给解决）。比如说：文章一般是要求按以下顺序：标题、作者、通讯方式、Abstract, Key Words, Introduction, Materials and Methods, Results, DIscussion, Acknowledgements, References, Figure Legends, Tables, Figures。同时要求是2倍行距，图片的像素要求（300dpi），标好每个页面的行号......不同的期刊，对于参考文献的安排方式不同。有的按出现顺序排列，有的要求按字母顺序排列，有的要求列出所有的作者，有的要求列出4－5个作者，然后加et al.；要求根据期刊而定。在投稿前，还要检查文章中一些不太“重要”的部分。比如，有的et al.是正体，有的是斜体。有的离心机转速是rpm，有的是g。有的是mL，有的是ml等等。SCI文章来说,3分以下都是差不多,跟国内比,也高不了多少，因此大家只要稍有自信，加上写作比较熟练的话，烂文章也能搞个SCI，但是3分以上的文章就别想了，没有真水平，不要混。10分以上的，那是高水平的，国内能投这方面的文章的院所，不超过10个。

有关写作，个人认为还是广泛阅读！但一定要看英文的，而且不能翻译，就这样看，看多了自然就明白了。写作地道与否，这还要看英语水平，以及阅读量的多少。其实许多文章都有固定句型的，部分句子不会写，可以直接拿人家的句子，语法来套，其实也不失为一种方法。因此平时注意将一些优秀的表达的句子，收集起来，多读几遍，评味一下，自己写的时候自然有感觉了。一般来说，大部分文章都是按普通的写法，如多用复合句，写得要严谨，定义要清晰，表达的词一定要精确，如show, indicate,suggest等词都有细微差别，需要体会的。另外，句子要变化。语法方面，基本原则是引用别人的都用过去时，abstract, discussion部分也用过去时为宜，文章正文用现在时，当然也可以用过去时，用过去时，表明尊重编辑和读者的意思，不过一般大牛写文章则用现在时，体现自信。投稿，有讲究，不同杂志有不同的风格，我举一些例子吧：

JBC，要求数据详尽，方法变化多，论点要小，但做得要深入，若有一两种新方法作为亮点更好，但不强调创新。

PNAS：idea第一，文章第二，方法也不必过多，但方法最好有些新意，但结论一定是全新的！做的不必过深入。

Science：idea第一。但Science文章确实牛，简洁！idea绝对是创新无比，而且数据极有说服力（数据量并不大），与PNAS相比，创新方面更强，另外，数据论证更严密。

Cell：创新必需的。而且任何一个结论，至少要从三个不同角度证实它，否则免谈。另外强调深，精，许多Cell文章不是这个领域的都看不懂。

JCI：医学方面经常投的杂志。与Lancet与新英格兰比，差一个档次，但是也是一流的杂志了，14分，它强调基础研究与临床结合。不象前两本杂志，若是基础研究，水平就得类似Cell那样，或是临床方面，就得是大规模研究，或极度创新的或突破性进展，否则免谈。但JCI简单了，如果用基础研究的方法论述临床某一个常见的问题，基本就可以搞定。但是如果仅仅做临床，那是难发表的，不过JAMA倒可以考虑，但那是有门户之见，不是一般人能投成功的。另外，投稿时，有许多杂志稿源不够（主要是发表量大，而且SCI分数不高，2-4分之间），他们审稿特松，如brain research, BBRC,brain，pain等，这类杂志审稿松得要命，因为稿源严重不足！基本只要写作没有太多的问题，投去很快能接收，而且发表极快，但是文章水平就不好说了。另外，做科学，有几种说法，有idea 的大牛人，那是发表CNS文章的。如果没有呢，那就做做模仿或gap junction的工作，也可以混日子，模仿和gap junction工作，也能发表6分以下的文章还是行的。但是一定要跟上时代，老是找最新的东西模仿，不过这样基本难以形成自身实验室的特色了，也不会形成一个较为全面的体系。

作为学生来说，尤其在国内的话，想投SCI，有一些小窍门：找个新蛋白或新基因做做。一般来说，选择一组新基因和新蛋白。我个人建议方法学一定要成熟简单，不要创新。如用western blot或定量PCR也就够了！许多人在方法学上面浪费太多时间，而实验室条件又不够，最终折腾死了。选用成熟的方法，但是一定要选新目标，容易出好文章内容要做精，不要做多。围绕一点做就行了，国内许多学校贪多求全，文章呢，只能发表国内的了，做不深入。在统计方面下些工夫，好的统计能使文章增色不少。不过生物类文章统计不是太重要了。但生物类文章做几幅漂亮的图，还是需要的，如免疫组化的图，confocal的图，荧光染色的图等。选择合适的杂志。有些人喜欢投十分专业，对口的杂志，这时候往往中不了，因为文章水平不高，难中。相反，选择那些不太对口的杂志，编辑对这个领域不是很懂，而且这样的文章对这个杂志来说，还是“新”文章，反而容易中。

只要懂得这四点，在博士期间发表过5分以下的SCI还是轻而易举的一件事情。

第三篇：SiC材料的制备与应用

SiC材料的制备与应用

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：

2、SiC粉末的合成方法及应用： 2.1 Acheson法生产SiC的进展

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：

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法、聚合物热分解法和各种气相法。气相法和聚合物热裂解法低温合成SiC 微粉的研究已经进行多年。在600～1 ,800 ℃下热裂解CH3-SiH3 已获得产量很高的无定型SiC 微粉,其比表面积为25m2/ g ,杂质总量低于60ppm。能无压烧结至很高的密度,是高温结构陶瓷材料的理想原材料,可作为高温燃气轮机的转子、喷嘴、燃烧器,高温气体的热交换器部件,发动机中的汽缸和活塞等部件,还可作为核反应堆材料及火箭头部雷达天线罩等。陶瓷燃气轮机的热效率比一般燃气轮机可提高20 %以上[3 ]。德国ESK公司将SiC 作为涡轮增压器转子装在汽油发动机试验车上,最大转速为96 ,000n/ min ,排气温度为1 ,030 ℃,经过1 ,000km 的路面试验,表现出优异的响应特性。近年来人们更多地关注在柴油发动机上应用陶瓷,SiC主要用做这种陶瓷发动机的挺柱、涡轮增压器转子、涡流式镶块等。1985 年,日本NGK厂生产的增压器转子已投入市场。美国阿贡国家实验室能源与环境研究室运输研究中心预计2000～2010 年汽车发动机用陶瓷件可占领66 %～90 %的零件市场,总价值超过36 亿美元,显示出十分广阔的应用前景[4 ]。3.2 化学气相沉积CVDSiC 基于理论致密结构和高纯度(99.999 %)表现出优异的物理化学性能已为人们所共知,利用扩散势垒作原子能材料和热压光学镜头的模具即是两例应用。另外,在碳或钨纤维芯上气相沉积SiC 已制造出直径在120μm 的纤维。最近Morton Inter-national Advanced Materials 公司宣布已批量成功地研制出1 ,500mm 宽、25mm 厚的无基底CVD-SiC 薄板,该材料在室温时热传导系数250W/ m·K, 抗弯强度466GPa ,表面可抛光至亚纳米光学精度。其新型应用包括高温激光光学装置、密封和耐磨元件、计算机储存介质的基片以及电子包封元件[5 ]。

3.3 SiC 晶须

SiC 晶须是立方SiC 晶体极端各向异性生长的产物,长径比一般> 10。半径从几十分之一到几微米,长度可至几百微米,特殊工艺下可达100mm。晶须生长的研究始于六十年代初期,美国Carborundum 公司在研制增强添加剂时发展了半商业性工艺,德国ESK公司在批量生产晶须方面也做了大量的努力[6 ]。晶须生长机理有气相凝聚、气固相(VS)和气-固-液反应(VLS)三种。前两种工艺生成的健康晶须直径< 3μm ,VLS 工艺生成的晶须直径为3～5μm ,长度超长者可达100mm。VLS机理,SiC的两种组成元素由甲烷和一氧化硅提供,在Fe ,Co ,Cr 和Mn 等催化剂的作用下提供足够的Si 和C 维持反应和沉积使SiC 晶须生长。晶须的拉伸强度和弹性模量分别高达16MPa和580GPa。3.4 SiC 片晶

SiC 片晶基于优异的机械性能和较低的商业成本作为复合材料补强剂引起了极大的研究兴趣。六方片状SiC 晶体生长于Acheson 炉的中心部位,但这种SiC片晶完全混生且晶粒生长过大并不适于用作陶瓷材料补强剂。人们为工业合成分散的小尺寸SiC 片晶做了大量的努力[7 ] ,用少量硼或铝作扩散促进剂在高温下合成了10～ > 100μm 的小尺寸SiC 片晶,而硼或铝又是众所周知的SiC 烧结助剂。有添加剂存在的情况下,在β-SiC 微粉中混入适当的SiO2和C或Si和C于1 ,900～2 ,100 ℃、惰性气氛中可以得到90 %的α-SiC片晶。SiC片晶的特性和机械性能。实验表明SiC 片晶在金属和陶瓷基体复合材料中起到了很好的补强作用。结论：

SiC 作为一个用途广泛的工程材料已经深入到了人类生活的每一个角落,在数代科技人员的努力下极大地促进了工业发展。随着对其制备技术的深入研究,人们将会发现更多的SiC 新用途并获得更多的SiC新型工业产品。未来,用Acheson 法制备[10]的SiC 在产量和规模上将继续占主导地位,广泛应用在各工业领域内,同时利用其独特的物理化学性能,继续开发出象炼钢脱氧剂等对基础工业有重大影响的用途。为满足烧结高致密、高强度、高性能陶瓷材料并使之应用在高技术工业领域,新型的高技术SiC 制备技术也会迅速蓬勃发展起来。降低成本、完善工艺,并与后续制备技术如烧结等相适应,在经济和效果上取得最佳成效是其方向。在电子器件应用方面也会获得更大的发展。

第四篇：SiC增强铝基复合材料

碳化硅增强铝基复合材料

班级：gj材料102

姓名：陈琨

指导老师：张小立2012年6月6日

SiC增强铝基复合材料

摘要：SiC增强铝基复合材料能充分发挥SiC颗粒和金属基体的各自优势，而且可以进行成分设计，与基体合金相比，具有优异的机械性能和物理性能、高的比强度和比模量、良好的抗疲劳性能、低的热膨胀系数和良好的热稳定性，而且材料各向异性小，成本低廉，是一种具有广阔应用前景的先进材料，自问世以来一直受到材料科学及工程应用领域极大的重视，正在部分取代传统的金属材料而应用在航空航天、汽车、电子封装和体育器械等对材料性能要求较高的领域。本文将综合介绍和分析影响其导热性能、热膨胀系数及热稳定性的主要因素；SiC增强铝基复合材料的研究和进展，并比较了几种该复合材料的制备工艺，包括搅拌铸造法、压力铸造法、无压渗透法、喷雾沉积法、离心铸造法和粉末冶金法等；SiC增强铝基复合材料断裂韧性的影响因素，其影响因素有增强相的尺寸、形状以及含量，热处理工艺，基体与增强相具有不同的膨胀系数，金属基体的化学成分等，并在前人研究的基础上提出了几点设想。

关键词：SiC 颗粒；铝基复合材料；研究方法；导热性；热膨胀性；断裂韧性；影响因素

前言

近年来在金属基复合材料中，以颗粒、短纤维、晶须等非连续相增强的铝基复合材料(SiC Reinforced Aluminium Matrix Composite)因其良好的可再加工性和各向同性而倍受重视。由于其具有高的比强度、比刚度、导热性, 优良的摩擦性能，与铝合金密度相当，以及可调配的热膨胀系数等优点而成为目前国内外专家学者研究的热点之一。而SiCp 价格低廉，来源广泛，用它作为增强相，可以改善铝基或铝合金基体的高、低温强度，提高其弹性模量，增强其耐磨性能。所以铝基复合材料受到人们越来越广泛的关注, 国内外已对其进行了大量的研究报道。

1．SiC增强铝基复合材料的制备工艺【1】

目前生产SiCp增强铝基复合材料的方法主要有搅拌铸造法、压力铸造法、无压渗透法、喷雾沉积法、离心铸造法和粉末冶金法等。

1．1 搅拌铸造法

搅拌铸造法突出的优点是对设备要求低、工艺简单、易于实现,是制造铝基颗粒增强复合材料最常用的方法。图1 为其示意图。

搅拌铸造法分为液相法和半固态法两类。

液相法是利用电磁或机械搅拌，在基体金属完全是液相的状态时向旋涡中逐渐投入颗粒，使其分散，待颗粒等增强物得到润湿、分散均匀后浇入金属模型中(或再进行挤压)，制成复合材料。用搅拌铸法制备SiCp增强铝基复合材料是先将铝锭放入坩埚，待其熔化后加入镁块，急速搅拌使之形成快速流动的旋涡。在旋涡中心投入SiCp(SiCp 的质量分数为12%—20%)，继续搅拌10—20 min(搅拌速度为950 r/ min, 熔体温度约730℃)，然后迅速倒入通水激冷的铸模，得到复合材料。文献【2】对处于熔点以上的铝液及SiCp 施加一定时间的电脉冲，由此制得的复合材料，增强相颗粒分布均匀，基体合金晶粒细小，致密度、强度、耐磨性均较高。

半固态铸造法是金属在熔点附近，液相及非枝晶固相共存状态下，把增强物加入到剧烈搅动的含有一定组分固相粒子的金属液中，这时，即使增强物和金属液润湿不好，但由于金属液中固相粒子的作用，也可使之得到较好的分散，然后铸造成近终形复合材料。使铝在760℃熔化后，降温至固相线与液相线之间，搅拌熔体，并加入SiCp。因SiCp 的加入，会使熔体的粘度上升，随着粘度的上升再适当提高温度。待SiCp加完后，再升温至760℃，短时间急速搅拌使颗粒均匀地分布在熔体中，然后浇铸成型。

该方法制得的材料凝固组织晶粒细小、均匀，没有粗大的树枝晶，可以消除颗粒在熔体中的偏析。由于金属温度接近固相线温度，因此能消除金属从液相到固相凝固收缩引起的收缩缺陷，以及避免熔体因剧烈翻腾而大量吸入气体，但残留在半固态金属液中的气体和夹杂物不易排除。

1．2 压力铸造法

压力铸造法被认为是适合大规模生产铝基复合材料的主要工艺之一，近年来得到了很快的发展，在颗粒、晶须或短纤维增强的实用铝基复合材料的制造中应用最多，且最为成功。图2为压力铸造法示意图。

压力铸造法制备SiCp、晶须或短纤维增强铝基复合材料的工艺过程是首先把SiCp制成预制块，让铝或铝合金液在压力作用下渗入到预制块内制成复合材料。将SiCp与水及粘结剂充分搅拌混合后放入模具内加压至5MPa，随后在80℃恒温箱内烘48h出模，获得具有一定强度的预制块，其孔隙度为60%。压铸模和预制块预热至500℃，铝液加热至800℃浇注, 然后立即加压使铝液渗入预制块, 在125 MPa的压力下保压3 min，除去压力待其自然冷却后出模。制得的复合材料中含SiCp的体积分数为40%。

压力铸造法制备复合材料工艺难度相对较大，主要是制备SiCp或粉末预成形坯块比较困难，强度不高，预制块在压渗过程中易崩溃，而且金属熔体不易充分地渗入到颗粒或粉末预成形坯内，最近的研究表明，通过增大压力的方法可以实现熔铝在粉末或颗粒预成形坯中的渗透。

1．3 无压渗透法

无压渗透法是预先把增强体用适当的粘结剂粘结，做成所需形状的预制坯, 然后将预制坯放在金属模具型腔内的适当位置，浇注金属液，利用金属液体的自重压力和表面张力，使其渗透到有增强体的预制坯中，凝固后即成所要求的金属基复合材料。这种方法主要适用于颗粒增强体和金属基材料的界面润湿性良好的金属基复合材料的制备。图3为无压渗透法示意图。

由于此方法中的金属液体能较好地浸润增强相的表面，为获得良好的界面结合创造了条件，且工艺相对压力铸造法简单，便于操作。但这种方法的关键是解决渗透气氛和颗粒之间润湿性的问题。同时还存在预制坯预热临界温度不好控制，浸渗时压力和金属液温度也不易掌握等问题。

1．4 喷射沉积法

喷射沉积法是将液态金属在高压下雾化，当液态金属从漏斗中流出的同时，将增强体粒子喷入金属液流中，两相混合的雾化液滴沉积在容器中形成复合材料。图4 为喷射沉积法示意图。

采用工业纯铝(纯度为99.9%)与平均粒度为2—3um 的SiCp，喷射沉积制得SiCp的体积分数为35% 的SiCp增强铝基复合材料。材料中，孔隙数量少、尺寸小，SiCp 分布均匀。

此法因在喷射沉积过程中冷却速度很快，界面反应受到抑制，使SiC 和铝界面之间有害的化学反应来不及完全进行，所以强化颗粒分布均匀。由于增强体粒子在气流推动下高速射入熔体，所以对界面的润湿性要求不高，还可以消除颗粒偏析等不良组织。但SiCp 与基体金属是机械结合，使得材料的抗拉强度有限。另外还有孔洞，不适宜制备近终形产品。

1．5 离心铸造法

离心铸造法是在高速旋转的SiCp 多孔预制形体中均匀浇铸金属铝熔体，使其在离心压力作用下渗入粒子的间隙，凝固后得到被SiC 粒子化的陶瓷颗粒增强铝基复合材料。图5为离心铸造法示意图。

目前，国内外学者对用离心铸造法制备SiCp增强铝基复合材料还研究较少，但该方法可能会成为研制优质SiCp 增强铝基复合材料最有成效的技术之一。

1．6 粉末冶金法

粉末冶金法制备SiCp增强铝基复合材料是先将SiCp、铝粉和成形剂混合后压制成形，经过脱脂、烧结成为近终形成品。

在文献【3】中用粉末冶金法制备SiCp增强铝基复合材料。按设计成分，以酒精作分散剂进行球磨。混合14h后烘干、除气，再冷压成坯，然后在自动化热压炉中热压，压力为23MPa。热压时，采用流动高纯氩气保护。为了便于脱模，先在400℃保温，20min后再升温600℃。

粉末冶金法的最大优点在于成分的自由度宽。这种方法可以很好地控制复合材料的成分，从理论上讲是可以任意的配比，而且粉末冶金工艺也比较成熟。用粉末冶金方法制备SiC 增强铝基复合材料时，SiCp 与铝基体可以良好地融合成一体，在SiC 含量不同层间没有明显的界面。可将不同配比的粉末填铺模具中，冷压成形后再进行热压。当疲劳裂纹从SiCp 的高含量层向低含量层扩展时会发生偏折和分枝，从而出现裂纹延滞现象。但国内外学者用粉末冶金法来制备SiCp增强铝基复合材料的不太多。其原因是烧结过程不易控制，造成材料中孔隙多，而且在后续处理过程也不易消除，工业化成本较高。但粉末冶金法生产SiCp增强铝基复合材料的前景十分广阔，很值得探索。粉末冶金方法的优点还体现于在其他工艺中所起的作用。例如在电子材料的封装壳体中所使用的SiCp增强铝基复合材料。为了与基片材料的热膨胀系数的匹配，往往需要SiC 的体积分数达60% —70%，而且，为了得到高的密度与性能，一般需要采用压力熔浸法来制造。但是由于SiC 的含量多，所制备的材料往往难以进行后续加工。这就需要预先将SiCp制备成近终使形的预制坯，再将Al 熔浸入预制坯内的孔隙，形成致密的复合材料。而预制坯的制备采用的就是粉末冶金方法。为了精确地控制预制坯在成形与预烧结过程中尺寸的变化、预制坯的微观组织及孔隙的分布，以得到符合外观、形状、组织与性能要求的复合材料，都需要相应的粉末冶金的知识。

2.SiC增强铝基复合材料断裂韧性的影响因素【4】

不同屈服强度及应变硬化率的材料，在相同载荷条件下断裂形式可能完全不同；同种材料,复合比的变化、应力状态的改变，使裂端空穴扩展与断裂机制会发生重大改变，大量实验表明，材料在加载过程中，空穴的扩展与塑性应变的相互影响会使断裂过程变得复杂。同时，试件在加载过程中裂端出现的塑性变形大小将不同，从而影响材料的断裂机制与断裂形式。

2.1 SiC增强铝基复合材料断裂形式

(1)正拉断，当加载过程塑性应变不大、体积应变较大的情况下，空穴的成核与扩张易于进行，启裂位置发生在裂端钝化区应力三维度有极大值处。启裂方向为该处最大拉应力作用面方向。

(2)剪切断裂，由于启裂点的位置不同，剪切实际存在两种情况一是当加载过程塑性应变较大时，虽然在钝化区域应力三维度有较大值，存在一定数目的成核空穴，但空穴扩张程度极小，正拉断不易发生，受空穴存在的影响，剪断发生在应力三维度有极大值处，启裂方向为该处最大剪应力方向。二是当加载过程中塑性应变很大时，的塑性变形已使材料内的空穴成核受到阻碍，应力三维度最大处也较小有空穴成核形成，再成为危险点，启裂方向为该剪应力作用方向．在危险区域出现的局部化剪切变形形成的剪切带是导致剪断旋生的主要因素。

8(3)混合型断裂，在许多情况下断裂面上正拉伸断口与剪切斜断口占一定区域，启裂先发生于试件厚度中心，以空穴扩展向表面及前方发展，由于试件表面应力三维度变小、塑性变形增大．引起断裂机制改变，近表面区域为剪断，启裂方向较为复杂。

2.2 影响SiC增强铝基复合材料断裂韧度的因素分析

材料不同其屈服强度及应变硬化指数均可能不同，相同受力形式下，其断裂机制则可能不同。屈服强度及麟硬化指数高的材料，裂端塑性变化程度小，易于正拉断；反之，屈服强度及应变硬化指数低的材料产裂端塑性变形程度大，易于剪切断裂。复台比的不同，使裂端应力场产生了变化，用应力三维度值的大小可表示三轴应力状态的不同程度；应力三维度值高，则偏于受拉状态，材料易于正拉断；应力三维度值低，则偏于受剪状态，材料易于剪断。具体说来影响因素有：SiCp尺寸、数量、分布、形态与表面形态、基体的化学成份、热处理状态、MMCs的加工过程等。

(1)颗粒尺寸对复合材料断裂韧度的影响

在SiCp体积含量相同的情况下，颗粒的尺寸对断裂韧度的影响很大，颗粒过大时易产生低应力断裂，过小时易产生团聚现象。团聚颗粒内部联接较弱，在其后的变形中会出现重排，形成较大的孔洞。团聚颗粒周边的基体承受比无团聚颗粒附近基体更大的应力，因为团聚颗粒承载能力下降。小颗粒SiCp重排在基体晶粒边界，部分SiCp聚集，显微孔洞在此形成，导致应力集中．当SiCp尺寸大于2um后，断裂过程中由基体断裂控制变为颗粒断裂控制。大尺寸SiCp本身存在更多缺陷，更易在较小的应力下开裂。在一个较为台理的尺寸范围内，尺寸越小复合材料的断裂韧度就越好，这是因为颗粒越小，颗粒间的平均距离越短，对位错运动的约束增强，颗粒通过界面以机械约束的方式，对基体变形的限制范围也越大，从而强度更高。

(2)颗粒含量对复合材料断裂韧度的影响

SiCp含量增加，在制备过挫中易引起颗粒聚集，从而造成“显微疏松”成为应力集中源，在变形时易使材料内部损伤。造成内裂纹以致连通纹，在加工过程中聚集的颗粒之间发生相对滑动而萌生裂纹。从另一个角度来说．高含量颗粒复合材料的基体中已存在的剪应变要人火高于低颗粒含量复台材料的基体，微裂纹的生成能和扩展能较低因此，在制备SiCp增强铝基复台材料时应使用体积分数低的SiCp增强相颗粒。

(3)颗粒的形状对复合材料断裂韧度的影响

有限元计算结果表明，当颗粒形状由球形变为梭形时，在颗粒尖角处应力集中过大。即使复台材料界面结合良好，颗粒尖角在外加应变水平较低时也会出现孔洞而断裂。而经钝化处理的SiCp由于尖角处的应力集中减小，可有效提高复合材料的塑性。

(4)由于增强相的存在而造成的应力集中

基体的变形将外加应力传递到SiCp上，增强相中部的应力达到5倍于基体的应力强度，这种应力传递是通过界面剪切进行的。Levy和Papaxian通过有限元分析指出，在由于增强体存在造成的应力集中区域附近，在加载过程中基体流动受到促进，但也有可能由于增强相和基体的不匹配，导致在增强相附近及该部位的基体较大的应力集中。

(5)由于增强相和基体热膨胀系数不同导致的热应力

复合材料从高温冷却后，热应力在界面附近基体中得到松驰井在界面附近的基体中产生大量的位错，位错密度随离开界面的距离增大而迅速减小。经过T6处理后。这些位错成为析出相的优先形核位置，从而在离界面一定距离的基体中形成无析出带，降低了该区的强度，基体的失效将首先发生在该处。(6)热处理工艺对复合材料断裂韧度的影响

由于基体合金的屈服应力和加工硬化速度决定着基体承受应力的能力。也就决定着微裂纹或空洞形核所导致的失效以及它在高度约束条件下基体的流变能力。在复合材料中，不同的热处理工艺会使基体合金的屈服应力差异较大、应变集中状况也不同，对复合材料断裂韧度的影响极大。热处理有利于提高复合材料的断裂韧度，其影响主要是时效作用。加入SiCp颗粒后，其位错密度增加，时效促使其弥散相加速析出。Lewandowski等发现Al-Zn-Mg-Cn/20前者为广泛的颗粒断裂，而后者为近SiCp/Al基体界面处的断裂。自然时效与人为时效相比较，自然时效态由于水淬时造成的SiCp处于压应力状态比T6态更大，颗粒的断裂几率更小，人工时效比自然时效状态下的断裂韧度高，T6热处理工艺比T4热处理工艺更能提高复合材料的断裂韧度。

10(7)基体的化学成份对复合材料断裂韧度的影响

据研究表明，在增强相SiCp的尺寸、含量及形状已定的情况下，基体的化学成份对复合材料的断裂韧度也有一定的影响，其实验所用样品及实验结果如表l和表2所示。从表2中可以看出Mg-Al(SiC)的主应力口σb与Mg-AL-Ca-(Sic)的主应力σb近似，而其屈服应力σ高于Mg-Al-Ca-(SiC)的屈服应力σ，延伸应力σ低于Mg-AL-Ca-(SiC)的延伸应力σ。由此可见，复合材料的机械性能随基体台金成份的变化而变化。

2.3 改善SiC增强铝基复合材料低强度与塑性的几点设想

影响铝基复合材料塑性的主要因素有3个：颗粒强度、界面粘结强度、基体韧性可以通过选择合适的材料制备和加工工艺，控制基体合金的特性、增强相的含量、形状、尺寸等方法来改善铝基复合材料的塑性。

(1)采用合理的制备工艺。制备过程中减少氧化、避免SiCp偏聚及有害的界面反应、减少杂质与气体疏松、改善增强体与基体的润湿性、增大冷速使基体晶粒细小。如选用喷射沉积法制备铝基复合材料坏料。

(2)对SiCp进行预处理，合理控制SiCp的含量、形状、尺寸。如通过SiCp预处理钝化尖角；选择合理的颗粒尺寸，使SiCp在制备与变形过程中既不会因尺寸过小而聚集，也不会因尺寸过大而容易断裂。

(3)尽可能建立影响SiC铝基复合材料断裂韧性的模型，如在基体合金化学成份一定的前提下建立增强相含量、形状以及尺寸对强度与韧性的影响模型，单一考虑其中的两个因素的互相影响可建立二维坐标在平面中找到一种表示；若考虑三者之间的相互影响。则可建立三维坐标，在空间某一个区域(曲面)内利用高斯公式或格林公式加之其它的辅助方法找到一个较为理想的表示，当然其复杂性将远远超过两个因素存在时模型的建立。这种理论上的假设有数学依据，即可以在空问某一区域找到一个“最优值”。

3.SiC增强陆基复合材料的热性能研究【5】

SiC增强铝基复合材料，不仅导热性能好，而且热膨胀系数可以设计调节。已经成为一种新型的电子封装材料。本文在参考近年来已有研究成果的基础上，对碳化硅颗粒增强铝基复台材料的热物理性能进行总结，探讨工艺参数对其热性能的影响规律。

3.1 导热性

SiCp增强铝基复合材料具有较高的热导率(170一200W／(m·K))，可以把电子元器件工作时产生的热量及时散发，提高整个器件的可靠性和稳定性。

复合材料的导热率取决于各组元的导热率、体积分数、增强体的分布和尺寸(或基体／增强体界面)。随着碳化硅颗粒的加入和体积分数的增加，复合材料的导热率近似于直线规律下降。Hasselman研究了颗粒尺寸对SiCp增强铝基复合材料热传导率的影响，发现随颗粒尺寸的提高，复合材料的单位体积的界面面积减少。界面热阻下降，热传导率提高。而当颗粒尺寸小于10 mm时，复合材料的热传导率由于受到大量界面热阻的作用而低于基体舍金。

于家康等【6】模拟研究了SiC颗粒尺寸及界面热导率对SiCp增强铝基复合材料有效热导率的影响。结果表明，当界面热导率一定、且界面厚度与颗粒尺寸之比不变时，颗粒尺寸对复合材料的热导率几乎没有影响；复台材料的热导率随界面热导率的增加而增大。并且当界面热导率较小时增大更快。实验中，颗粒尺寸一定时，复合材料的热导率随界面厚度的增加而减小，但其影响很小，这与模拟结果相同。

3.2 热膨胀性

研究认为，复合材料的热膨胀系数主要取决于基体合金的热膨胀系数和增强体通过基体/增强体界面对基体合金的制约程度。一方面，铝合金的热膨胀系数随温度的升高而增大，导致复合材料的热膨胀系数也随温度的升高而增大；另一方面，随着温度的提高，复合材料中增强体/基体界面传载能力下降，增强体对合金膨胀的制约能力降低，也导致复合材料的热膨胀系数随温度升高而增大。SiCp增强铝基复合材料的热膨胀系数远低于铝台金，并且可以根据增强体和基体合金的情况进行调整和控制。随SiC颗粒体积分数的增加，热膨胀系数明显降低，体积分数为20％、40％、50％时分别与Cu、Be、Ti、不锈钢的热膨胀系数相当。此外，增强体的种类、尺寸、形状等因素也影响着复合材料的热膨胀行为。颗粒尺寸越大，热膨胀系数越大。这可能与SiC颗粒的氧化处理有关，颗粒越小，氧化程度越大，表面生成的SiO2越多，所得复合材料的热膨胀系数越小。

张建云【7】等人的研究指出，在温度低于200℃时，SiCp增强铝基复合材料的线膨胀系数随温度的升高有一定程度的增大，但高于200℃时增幅较大。张强【8】等人的实验结果也表明，SiCp增强铝基复合材料的热膨胀系数随温度的上升而增大，在300℃左右达到最大，随后随着温度的上升而下降。在200℃范围内，热膨胀系数在5.6 x10～7.5 x10¯б℃之间。这说明SiC增强铝基复合材料的热膨胀系数较小，能与电子元件基材良好匹配。

3.3 热稳定性

SiC增强铝基复合材料作为航空航天材料和先进的电子封装材料常在高温下使用，有时还在温度变化较大的环境下使用，因此要求其具有良好的热尺寸稳定性。但是，增强颗粒与铝基体热膨胀系数的差异，以及制造过程中(制备、热处理、二次加工等)在颗粒与基体界面附近产生的热残余应力场，都将会影响复合材料的组织结构、物理性能和机械性能，更是尺寸稳定性的主要影响因素。因此，从工艺出发改善SiC增强铝基复合材料的热稳定性有着重要意义。

李红章等【9】对SiC增强铝基复合材料的热变形行为进行了系统研究，在变形温度为300—500℃、应变速率为0.001—1s¯1的条件下进行了高温压缩变形实验。结果表明，变形温度和应变速率对SiCp/7075Al复合材料的流变应力有强烈影响。流变应力随变形温度的升高、应变速率的降低而降低；随应变程度的增加而逐渐增加，出现峰值后逐渐下降。

韩媛媛等【10】利用有限元方法分析了颗粒增强铝基复合材料淬火过程中的热应力变化规律，在制备工艺、增强体体积分数、基体材料相同的条件下，讨论了颗粒形状对铝基复合材料热残余应力的影响。淬火处理后颗粒与基体界面附近产生很大的热残余应力场，使基体产生塑性应变。SiC颗粒形状不同，颗粒和基体的界面附近的热残余应力场分布也不同。颗粒接近球形时，残余应力分布较均匀，且离界面越远越小；颗粒为尖角形时，残余应力分布不均匀，在尖角附近的基体中存在热应力集中和塑性应变。

结束语

SiC铝基复台材料性能优良、增强体SiCp的价格低廉，制造工艺简单，作为工程材料，在各个领域都具有广阔的应用前景及巨大的经济效益和社会效益。由于制备工艺灵活、热物理性能优异及可设计性等许多独特的优点，在航空航天、先进武器系统、光学精密仪器、电子器件、汽车工业和体育用品等领域将得到更加广泛的应用。越来越多的科技工作者正致力于SiC铝基复合材料这一领域的研究。随着科学技术的不断发展及相关领域科技工作者研究的不断深入，SiC铝基复合材料的相关研究将有很大的突破，也许不久的将来理想的模型一定会建立起来。在今后的研究中，应重视金属基复合材料的模型设计和计算机模拟分析，使材料制备能够定量描述，并建立金属基复合材料设计数据库。此外，在实验研究取得突破性进展、保证材料性能的条件下，应注重向工业化生产迈进，使其发展为一种特色产业。参考文献：

【1】平延磊，贾成厂，曲选辉，周成.SiCp/Al复合材料的研究方法现状.粉末冶金技术，2005，23（4）:296—300 【2】刘兴江，曹丽云，王建中.脉冲电场作用下SiCp增强铝基复合材料的制备.轻合金加工技术, 2002, 30（4）: 45—46 【3】许富民，齐民，朱世杰等.SiC 颗粒增强铝合金复合材料.金属学报, 2002, 38（9）: 998—1001 【4】罗彦祥.SiCp/Al复合材料断裂韧性的影响因素及思考.宁夏师范学院学报（自然科学），2007，28（6）:41—44 【5】王杏，田大垒，赵文卿.碳化硅颗粒增强铝基复合材料的热性能研究.有色金属加工，2007，36（6）:23—25 【6】于家康，梁建芳，王涛.高导热金属基复合材料的热物理性能研究.复合材料导报，1998，13（3）:48—51 【7】张建云，孙良新，洪平等.电子封装用SiCp/ZL101复合材料热膨胀性能研究.余杭材料工艺，2004（4）:32—35 【8】张强，修子扬，宋美惠.电子封装用SiCp/Al复合材料渗透法制备及渗透机制.金属功能材料，2002，9（1）:26—28 【9】李红章，张辉，陈振华.7075Al/SiCp复合材料热压缩变形的研究.长沙航空职业技术学院学报，2005，5（1）:39—42 【10】韩媛媛，武高辉，李凤珍等.颗粒形状对铝基复合材料热残余应力影响的有限元分析.哈尔滨理工大学学报，2003，8（5）:83—87

第五篇：碳纤维增强SiC陶瓷复合材料的研究进展(精)[范文模版]

碳纤维增强ＳｉＣ陶瓷复合材料的研究进展邹世钦，张长瑞，周新贵，曹英斌

（国防科技大学 410073航天与材料工程学院国防科技重点实验室，湖南长沙）

摘要：碳纤维增强 SiC 陶瓷基复合材料具有良好的高温力学性能，是航空航天和能源等领域新的高温结构材料研究的热点之一。本文回顾了增强体碳纤维的发展，对材料的成型制备工艺，材料的抗氧化涂层研究进展和现有的一些应用做了综述，并展望了碳纤维增强 SIC 陶瓷基复合材料以后的研究重点及发展前景。关键词：陶瓷基复合材料；碳纤维；碳化硅；陶瓷中图分类号： TQ342+.742;TQ174.75+8.2 文献标识码： A 文章编号： 1007-9815（2003）02-0015-06 前言

在航空航天工业和能源工业等领域，随着新型发动机的研制和新概念航天运载器的发展，对高温结构材料提出了更高的要求。如航空发动机的热效率主要取决于涡轮前的进口温度，当发动机的推重比为 10 1 650时，涡轮前进口温度达℃，在这样高的温度下，传统的高温合金材料已经无法满足要求，材料研究者把目光转向了陶瓷材料，高温结构陶瓷成为了研究的热点。

SiC 陶瓷具有良好的高温强度、高温稳定性和高温抗氧化能力，但由于其分子结构的键合特点，缺乏塑性变形能力，表现为脆性，严重影响了其作为结构材料的应用。碳纤维拥有良好的高温力学性能和热性能，在惰性环境中超过 2 000℃仍能保持其力学性能不降低，用碳纤维增强 SiC 陶瓷，材料在断裂过程中通过裂纹偏转、纤维断裂和纤维拔出等机理吸收能量，既增强了材料的强度和韧性，又保持了 SiC 陶瓷良好的高温性能，是获得高性能高温结构陶瓷的极好方法。许多国家开展了碳纤维增强 SiC 陶瓷复合材料应用于高温热结构部件的研究，并且取得了丰硕的成果。

碳纤维的发展历史可以追溯到 19 1875世纪。年美国发明家爱迪生研制成功以碳丝作灯丝，1910 年钨丝研制成功，碳丝的研究停止。作为结构材料使用的碳纤维的发展始于 20 50世纪年代，1950 年美国空军基地研究所以人造丝碳化制得纤维；1958 Union Carbide 年美国公司实现人造丝制碳纤维的工业化；1958 年后，日本、英国等国开始碳纤维的研究与生产；目前日、美、英、德等几个国家有生产高性能的商品碳纤维的公司。

碳纤维根据制备原料不同，可以分为粘胶基

碳纤维、PAN 基碳纤维和沥青基碳纤维。粘胶基碳纤维由于产率低、性能差、成本高等原因己逐步被淘汰，目前主要集中在 PAN 基和沥青基两种。PAN 基碳纤维主要是高强度型，沥青基碳纤维主要是高模量型，还有高强和高模兼具的碳纤维。

目前碳纤维的开发朝两个方面发展：一是高性能化，通过设计更合理的微观结构和更先进的处理工艺来提高纤维的力学性能，外观上则表现为纤维直径减小、纤维束丝数增加，日本东丽公司的 TX1 9.实验室的碳纤维抗拉强度已经达到3GPa ；二是低成本化，由于碳纤维生产成本高，价格昂贵，在很多领域的应用受到限制，美 FORTAFIL 公司开发了Fortafil 系列纤维，在保

１

增强体碳纤维的发展

6２．４

ＲｅａｃｔｉｏｎＳｉｓｔｅｒｉｎｇ反应烧结（）[14] 层、功能层和抗冲蚀层等多层复合组成（如图 1 反应烧结通过 Si+C 反应完成。有研究表明所示）。

抗冲蚀层的功能是阻挡氧气进入材料内部，抵抗气流冲蚀。抗冲蚀层最常用的是致密的 CVD-SiC Ir Al涂层，另外、2O

3、Y 2O

3、Ta 2O

5、Si 2N 2O、ZrO 2和莫来石（3Al 2O 3・2SiO 2）等也被用来作抗冲蚀层材料[18-21]。功能层的作用是形成玻璃态可流动物质封填涂层微裂纹，阻止氧的进入。最初用作功能层的材料是 P2O 5，B 2O 3，SiO 2 等玻璃态物质，目前常用的功能层材料是能氧化形成玻璃态物质的化合物 B4C、TiB

2、Si-B、Si-W、Si-[22-27, 18] Hf、MoSi

2、Si-Zr 等。粘接层的功能粘接基体与涂层系统，减少涂层与基体间的热膨胀不匹

[28]配，粘接层材料最常用的是涂层 SiC。

Si C 900和在℃ 便有 SiC 生成，但是通常制备反应的温度在Si 的熔点1 414℃ 以上，Si 以液相或气相状态与 C 反应，最终材料中可能会有少量未与 C 反应的自由硅存在。如坂本昭（日）用SiC、Si、C 粉末与丙烯酸类树脂制成泥浆浸渍碳纤维，干燥成型后加压烧结，得到碳纤维增强

[6，15] SiC 材料。Fischedick C 等以沥青或树脂等的先驱体浸渍碳纤维预制体后裂解制得多孔 C/C 材

[16] 料，在液相或气相条件下渗 Si，得到SiC。也可通过小分子烃的 CVI C/C 工艺制备材料后渗Si，但CVI C Si C的与的反应活性不如裂解。Vogli 等将橡木加工成所要的形状后在惰性气体保护下 800℃ 碳化，随后在 1 550℃ 以上真空渗 Si 或 SiO（Si/SiO 2），得到 C/SiC 复合材料，室温 280MPa 弯曲强度 330MPa，1 300℃ 弯曲强度

[14,17]

有许多比较有效的抗氧化涂层体系。如等开发的f /SiC 材料抗氧化保护体系由Goujard C SiC/B4C/SiC 3 3 CVD 层组成，层均由工艺制备，内层 SiC120-140μm，B 4C 10-15层μm，外层 SiC40-60μm，涂层总厚度约160-200μm [29]；Franc SiC/AlN/Al等开发的2O 3 3 层体系，外层可以是 Al2O

3、H f O

2、ZrO 2 TiB等，中间层可以是

2、AlN、HfN、ZrC、Pt、Ir 等，用该涂层体系的空间飞行器部件使用温度达到 2 000℃；

近年来抗氧化涂层体系又有新的发展。

Kondo Y等以2O 3 CVD-SiC 粉末在内层上于1 500℃ 以上烧结，得到 SiC/Y2SiO 5-Y 2Si 2O 7-YxSiy 2 1 600层抗氧化保护体系，在℃ 以上仍有良好的抗氧化保护作用[20-22]。H.Fritze CO等通过高能2脉 [30]。

３

抗氧化研究进展

碳纤维增强 SiC 陶瓷复合材料拥有良好的高

温力学性能和热性能，但是在氧化性气氛中，高于 400℃ 碳纤维就会氧化，材料性能迅速降低，导致材料失效。这是影响其在氧化性气氛中长效应用的致命弱点，为此必须解决材料的抗氧化性问题。目前主要通过整体抗氧化涂层来对材料进行抗氧化保护。

抗氧化涂层要求。① 在所保护温度范围稳

冲激光（λ=10.6μm，Δt =170μs，j =3×10w ・cm）定，涂层与基体不易剥落或者分离；② 低的氧和

在碳纤维增强陶瓷基复合材料表面制备莫来石涂碳的扩散系数；③ 良好的抗冲蚀性能；④裂纹自愈合功能；等等。

为满足这些要求，典型的涂层体系由粘接抗冲蚀层活性功能层粘接层基底材料

层，基体温度的升高不超过 100℃，所得涂层均匀、致密，在空气中的抗氧化保护温度达 1 900K [31-32]。Naslain CVI 等以工艺制备了基体与涂层融为一体的碳纤维增强抗氧化保护陶瓷材料，基体为（PyC-SiC）n BN-SiC或（）n，每层的厚度为几十 nm，在氧化性气氛中，PyC-SiC 或 BN-SiC 既是基体又是涂层，有裂纹自愈合功能，有良好的抗氧化保护性能

[33-34]。

图1 涂层体系的基本组成４

近年来的应用

8in the fabrication of carbon/silicon carbide ceramic matrix nanocomposites by slurry impregnation and pulse chemical vapor infiltration[J].J.Am.Ceram.Soc.2001,84: 1 683－1 688.[7] BYUNG JUN OH, YOUNG JIN LEE,et al.Fabrication

of carbon/silicon carbide composites by isothermal chemical vapor infiltration, using the in situ whisker-growing and matrix-filling process[J].J.Am.Ceram.Soc.2001,84: 245－247.[8] JINGYI DENG, YONGLIANG WEi,et al.Carbon-fiber-reinforced composites with graded carbon-silicon carbide matrix composition[J].J.Am.Ceram.Soc.1999,82: 1 629－1632.[9] YONGDONG XU, LITONG ZHANG,et al.Microstructure and mechanical properties of three-dimensional carbon/silicon carbide composites fabricated by chemical vapor infiltration[J].Carbon, 1998,36: 1 051－1 056.[10] WENCHUAN LIU, YONGLIANG WEI,et al.Carbon-fiber-reinforced C-SiC binary matrix composites[J].carbon, 1995,33: 441－447.[11] , 曹英斌张长瑞, 等.Cf /SiC陶瓷基复合材料发展状况[J].宇航材料工艺, 1999(5: 10－14.[12] D.KLOSTERMAN, R.CHARTOFF,et al.Laminated object manufacturing, a New Process for the Direct Manufacture of Monolithic Ceramics and Continuous Fiber CMCs[J].Ceram.Eng.& Sci.Proceedings, 1997,18(4: 113－120.[13] M.M.ANGELOVICI, R.G.BRYANT,et al.Carbon/ ceramic microcomposites, preparation and properties[J].Mater.Lett, 1998,36: 254－265.[14] E.VOGLI, J.MUKERJI,et al.Conversion of oak to cellular silicon carbide ceramic by gas-phase reaction with silicon monoxide[J].J.Am.Ceram.Soc.2001,84:1 236－1 240.[15].CMC(网村清人セラミツクス基复合材料[J].日本复合材料学会志, 1994,20: 34－41.[16] J.S.FISCHEDICK, A.ZERN,et al.The morphology of silicon carbide in C/C-SiC composites[J].Mater.Sci.& Eng.A, 2002,332: 146－152.[17] DONG-WOO SHIN, SAM-SHIK PARK,et al.Silicon/ silicon carbide composites fabricated by infiltration of a silicon melt into charcoal[J].J.Am.Ceram.Soc.1999,82:3 251－3 253.[18] H.LEITE, U.DAMBACHER,et al.Microstructure and properties of multilayer coatings iwth covalent bonded hard materials[J].Surf.Coat.Tech.116-119, 1999: 313－320.[19] Z.FAN, Y.Song,et al.Oxidation behavior of fine-grained SiC-B4C/C composites up to 1400 oC[J].Carbon, 2003,41: 429－436.[20] M.APARICIO, A.DURAN,et al.Yttrium silicate coatings for oxidation protection of carbon silicon carbide composites[J].J.Am.Ceram.Soc.2000,83:1 351－1 355.[21] J.D.WEBSTER, M.E.WESTWOOD,et al.Oxidation protection coatings for C/SiC based on yttrium silicate[J].J.Eur.Ceram.Soc.1998,18: 2 345－2 350.[22] LAIFEI CHENG, YONGDONG XU,et al.Effect of carbon interlayer on oxidation behavior of C/SiC composites with a coating from room temperature to

1500℃[J].Mater.Sci.Eng.A, 2001,300: 219－225.[23] LAIFEI CHENG, YONGDONG XU,et al.Oxidation and defect control of CVD SiC coating on three-dimensional C/SiC composites[J].Carbon, 2002,40: 2 229－2 234.[24] LAIFEI CHENG, YONGDONG XU,et al.Effect of glass sealing on the oxidation behavior of three dimensional C/SiC composites in air[J].Carbon,2001,39: 1 127－1 133.[25] J.D.WEBSTER, F.H.HAYES,et al.Thermodynamic modelling and experimental studies in the design of integrated oxidation protection systems for ceramic matrix composites[J].Key.Eng.Mater.127-131, 1997: 1 225－1 232.[26] M.E.WESTWOOD, R.J.DAY,et al.The use of finite element analysis in the design of integrated oxidation protection systems for ceramic matrix composites[J].Key.Eng.Mater.127-131, 1997: 1 233－1 240.[27] LAIFEI CHENG, YONGDONG XU,et al.Oxidation behavior of C-SiC composites with a Si-W coating from room temperature to 1500℃[J].Carbon, 2000,38: 2 133－2 138.[28] , 刘荣军周新贵, 等.CVD法制备SiC 先进陶瓷材料研究进展[J]., 2002(7: 46材料工程－49.[29] S.GOUJARD, L.VANDENBULCKE,et al.The

oxidation behaviour of two-and three-dimensional C/SiC thermostructural materials protected by chemical-vapour-deposition polylayers coatings[J].J.Mater.Sci.1994,29: 6 212－6 220.[30] L.D.BENTSON, R.J.PRICE,et al.Moisture and oxidation resistant carbon/carbon composites[P].美国专利:5298311, 1994-03-29.[31] H.FRITZE, J.JOJIC,et al.Mullite based oxidation protection for SiC-C/C composites in air at temperatures up to 1900 K[J].J.Eur.Ceram.Soc.1998,18: 2 351

－2 364.高科技纤维与应用 243.第二十八卷 [32] H.FRITZE, J.JOJIC,et al.Mullite based oxidation protection for SiC-C/C composites in Air at temperatures up to 1900 K[J].Key.Eng.Mater.132136, 1997: 1 629－ 1 632.[33] R.NASLAIN, R.PAILLER,et al.Processing of ceramic matrix composites by pulsed-CVI and related techniques[J].Key.Eng.Mater.206-213, 2002: 2 189－2 192.[34] F.LAMOUROUX, S.BERTRAND,et al.Oxidationresistant carbon-fiber-reinforced ceramic-matrix composites[J].Compos.Sci.Tech.1999,59: 1 073 － 1 085.[35] 张建艺.陶瓷基复合材料在喷管上的应用 [J].宇航材料工艺 , 2000(4: 14－16.[36] D.SAUCERAU, A.BEAURAIN.Demonstration of carbon/silicon carbide novoltex reinforced composite nozzle on a LH2-Lox engine[J].AIAA, 2 180-2 190； [37] R.OSTWETAG,et al.Space agency[spec.pub.]ESP SP[J].ESA SP-336(Adv.Struct.Mater., 1992: 241 [38] M.IMUTA, J.GOTOH.Development of High Temperature Materials Including CMCs for Space Application[J].Key Eng.Mater.164-165, 1999: 439 －444.[39] U.TRABANDT, H.G.WULZ, T.SCHMID.CMC for Hot Structures and Control Surfaces of Future Launchers[J].Key

Eng.Mater.164-165, 1999: 445－ 450.[40] H.KAYA.The application of ceramic-matrix composites to the automotive ceramic gas turbine[J].Compos.Sci.& Tech.1999,59: 861－872.[41] Y.SANOKAWA, Y.IDO,et al.Application of continuous fiber reinforced silicon carbide matrix composites to a ceramic gas turbine model for automobiles[J].Ceram.Eng.& Sci.Proc.1997,18(4: 221－228.Development of carbon fiber reinforced ceramic matrix composites ZOU Shin-qin;ZHANG Chang-rui;ZHOU Xin-gui;CAO Ying-bin(Key Laboratory of National Defence Technology, College of Aerospace & Materials Engineering, National University of Defence Technology, Changsha 410073, China Abstract: Carbon fiber feinforced ceramic matrix composites,an outstanding high temperature structure cermic,is applied in advanced aero-engines, earo-spaceplane, atomic engery generator, etc.This paper is a review on the development of carbon fiber,the preparation of Cf/SiC parts, the progress of anti-oxidation coatings and the application of carbon fiber feinforced ceramic matrix composites.Problems for further research efforts are also briefly discussed.Key words: ceramic matrix composites;carbon fiber;silicon carbide;ceramic（上接 10 页）Carbon nanofiber and it's applications ZHAO Jia-xiang(Aerospace reaearch Institute of Materials and Processing Technology, Beijing 100076, China Abstract: In this paper the present status and development of carbon nanofiber in the world were briefly introduced, including manufacturing carbon nanofiber, properties and application of carbon nanofiber.The market and perspective of development were also discussed.Key words: carbon nanofibers;application

０５７１－６３３７３２３６碳纤维补强片材杭州索奇先进复材公司