C/C复合材料是被广泛应用于航空航天^{[1, 2]}以及高温工业等高温环境下的隔热材料之一，具有一系列优异的高温力学性能^{[3, 4, 5]}。而低密度C/C复合材料具有高稳定性、耐腐蚀等特点的同时，由于密度低、内部是多孔结构，使其具有较好的隔热性能，在高温工业设备的炉衬材料中具有广泛的应用。但是金属热处理炉、单晶生长炉等高温工业设备在采用惰性气体进行冷却的过程中，夹杂在气流中的颗粒形成高速粒子流，对炉衬材料表面产生较大的冲蚀磨损，严重缩短了其使用寿命^{[6, 7]}。在低密度C/C复合材料表面制备涂层能有效地改善其抗颗粒冲蚀性能。作为理想候选材料之一的SiC具有高熔点、高硬度、高稳定性、耐磨削等性能，能显著提高低密度C/C复合材料的抗冲蚀性能，远优于碳基涂层和涂覆层，因此在低密度C/C复合材料的表面制备SiC涂层是解决固体粒子冲蚀问题的主要选择^{[8, 9, 10, 11]}。目前，SiC涂层制备方法主要有等离子喷涂、浆料法、包埋渗透法、溶胶-凝胶法、化学气相沉积等。等离子喷涂法与化学气相沉积法制备的涂层结合强度高，工艺重复性好，但其成本较高；包埋渗透法和浆料法的工艺简单、成本低，但包埋渗透法制备涂层厚度不易控制，浆料法制备涂层结合力较弱；溶胶-凝胶法的反应容易控制，但涂层结合力差，干燥后涂层易开裂。硅蒸镀法是利用碳与反应气氛中的硅蒸气生成SiC涂层，具有工艺简单、生产成本低、与基体结合强度高等优点^{[12, 13, 14, 15, 16]}。为了避免在低密度C/C复合材料内部反应生成SiC而增大基体的密度和热导率，首先采用浆料法在基体表面制备石墨涂层形成预炭层，以封住材料表面的空隙,然后利用硅蒸镀法使硅蒸气聚集在石墨涂层、炭纤维、基体碳的表面，反应生成SiC涂层。结合X射线衍射、扫描电子显微镜等检测手段，研究了涂层的相组成、微观形貌，分析了蒸镀温度、蒸镀时间、石墨涂层表面粗糙度、气氛及硅蒸发源对涂层微观结构、相组成、平整度、致密度以及厚度的影响。

基体为低密度C/C复合材料(密度为0.18g/cm³)，尺寸为40mm×40mm×10mm，表面用400^#砂纸打磨，然后用超声波清洗、烘干。首先配制热固性酚醛树脂与酒精的溶液(质量比为9∶1),将粒度为50,100,150μm的石墨粉与上述溶液混合(两者质量比为3∶35),并搅拌均匀，然后将浆料均匀地涂刷在基体表面，自然干燥后放置于烘干箱中固化烘干，温度为100℃，时间为10h。将烘干后试样放入真空碳管炉中，1150℃下保温2h，再经过1800℃下保温2h的石墨化处理，基体表面形成石墨涂层，作为硅蒸镀法制备SiC涂层的反应基体。将已在表面制备石墨涂层的基体置于盛有硅粉(粒度为50μm)或硅块(粒度为5～10mm)的石墨坩埚上方，再将坩埚放置于石墨筒中，如图1所示。采用真空碳管炉对试样进行热处理，温度为1450,1550，1650，1850℃，保温时间为0，2，3，4h，反应过程中保持真空度为1.0×10^-3Pa或流动氩气状态,其流量为3L/min，炉内压强为0.05MPa，利用硅粉或硅块作为硅蒸发源，通过高温蒸发使基体表面聚集大量的硅蒸气，与石墨涂层以及基体中的碳反应生成SiC，最终在基体表面形成SiC涂层，如图2所示。

	图1 硅蒸镀反应装置示意图 Fig.1 Schematic diagram of reaction equipment
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	图2 涂层形成过程示意图 Fig.2 Schematic diagram of forming process of SiC coating
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采用场发射扫描电子显微镜(SEM，ZEISS SUPRA55)观察了涂层的表面以及截面形貌，并对涂层截面进行了面扫描分析。利用 X射线衍射(XRD,PE)分析了表面涂层的物相组成。

石墨粉的粒度为100μm，蒸镀时间为3h，反应过程中保持真空状态,硅粉为硅蒸发源(蒸镀后坩埚中残留Si),蒸镀温度为1450，1550，1650，1850℃条件下进行蒸镀实验，所制备涂层XRD分析如图3所示。

	图3 不同蒸镀温度的SiC涂层XRD分析图谱 Fig.3 X-ray diffraction of SiC coating prepared by different evaporation temperatures
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由图3可知，当蒸镀温度为1450℃时，样品的表面仅由石墨相组成，未反应生成SiC相,这是由于温度过低，硅熔体的蒸气压较小，几乎没有硅蒸气扩散到基体表面，未能形成SiC相。当蒸镀温度为1550℃和1650℃时，涂层表面仅存在β-SiC相，这是由于随着蒸镀温度的升高，硅熔体的蒸气压逐渐增大(如图4所示)，大量硅蒸气蒸发到基体表面，充足的C相和Si相发生反应，且反应速率较快，快速地形成较多的SiC相，涂层表面被β-SiC完整地覆盖。当蒸镀温度为1850℃时，涂层表面出现Si相，这是由于温度过高，聚集到基体表面的硅蒸气过多，形成致密涂层后表面仍残留未反应的硅，冷却后沉积到涂层表面。SiC涂层微观形貌如图5所示，随着温度的升高，SiC涂层表面平整度增加，产生的原因是随着温度的升高，硅的蒸气压逐渐增大，导致硅蒸发源表面的硅蒸气增多，且蒸发材料的蒸发速率也相应地提高，聚集在基体表面的反应气体浓度较高，使得硅蒸气与碳源充分接触，保证硅蒸气在基体表面的均匀性，同时随着温度的升高，SiC在基体表面的形核多，原子扩散率、原位反应的活化过程速率都增大，提高了SiC反应生成速率，生成的SiC颗粒增多，导致基体表面的石墨涂层被大量的SiC颗粒所代替，且颗粒分布更均匀，最终形成的涂层表面平整度增加。

	图4 不同蒸镀温度下硅的饱和蒸气压曲线 Fig.4 Saturation vapor pressure of silicon with
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	图5 不同蒸镀温度下制备SiC涂层的表面微观形貌 (a)1450℃；(b)1550℃；(c)1650℃；(d)1850℃ Fig.5 Morphologies of SiC coating prepared at different evaporation temperatures (a)1450℃；(b)1550℃；(c)1650℃；(d)1850℃
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蒸镀温度为1550℃，蒸镀时间为3h，石墨粉粒度为100μm，硅块为硅蒸发源(蒸镀后坩埚中残留Si),保持真空或流动氩气状态下制备SiC涂层，不同气氛和硅蒸发源制备的涂层微观形貌如图6所示。

对比图6(a)，(b)可知，当硅块为蒸发源时，形成的涂层致密度高、表面比较光滑，这是由于相同温度及真空条件下，硅熔体的蒸气压是定值，硅粉之间是真空状态，被分隔成独立的小单元，彼此之间不存在固体传热，仅通过吸收周围环境的热量来熔化硅粉，而硅块表面熔化后可通过固体传热快速向内部传热，内部未熔化的硅容易吸热，吸收热量速率加快，单位时间内熔化形成的硅熔体多，较大的熔体表面积加快了硅蒸发速率，产生了较多的硅蒸气，反应生成SiC晶粒增多，晶粒相互镶嵌、叠加，形成致密度高、表面较光滑的涂层。由图6(b)，(c)可知，流动氩气状态比真空状态所制备SiC涂层的表面平整度高，这是由于通入氩气产生了气体扰动作用，加快了硅蒸气的扩散，增加了与基体的接触概率和接触时间，同时氩气与硅蒸气混合后可以平衡反应容器内温度差，使整个坩埚内的温度保持均匀，反应生成的SiC晶粒多且分布均匀，最终制备的涂层致密度大、平整度高。

	图6 不同气氛和硅蒸发源条件下制备SiC涂层的表面微观形貌 (a)硅粉，真空；(b)硅块，真空；(c)硅块，氩气 Fig.6 Morphologies of SiC coating prepared by different atmosphere conditions and silicon evaporation source (a)silicon powder，vacuum；(b)silicon block,vacuum；(c)silicon block,argon
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选择蒸镀温度为1550℃，蒸镀时间为3h，反应过程中保持真空度为1.0×10^-3Pa,基体表面无石墨涂层、基体表面为石墨涂层(石墨粉的粒度分别为50,150μm)、石墨片所制备SiC涂层的表面微观形貌如图7所示。

	图7 不同表面粗糙度的蒸镀基体所制备SiC涂层表面微观形貌 (a),(b)无石墨涂层；(c),(d)石墨粉粒度：150μm;(e),(f)石墨粉粒度：50μm；(g),(h)基体为石墨片 Fig.7 Morphologies of SiC coating prepared on different surface roughness matrixes (a),(b)without graphite coating；(c),(d)graphite powder：150μm;(e),(f)graphite powder：50μm；(g),(h)graphite sheet
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由图7可知，无石墨涂层的基体表面未形成SiC涂层，仅在纤维表面生成凹凸不平的SiC涂层，这是由于基体内部存在大量的微孔，硅蒸气容易快速扩散到基体内部，在石墨纤维表面形成SiC涂层，无法在复合材料基体表面形成致密涂层。但在基体表面制备石墨涂层形成预炭层后，当涂层中石墨粉粒度为150μm时，涂层表面出现无规则形状、尺寸较大的SiC颗粒，并呈带状分布。当涂层中石墨粉粒度降至50μm时，局部区域形成了SiC致密体。当基体为石墨片，涂层表面完全被SiC致密体覆盖，SiC晶粒表面及晶粒之间均存在少量的Si单质。随着石墨涂层表面粗糙度的降低，基体表面反应生成的SiC涂层裂纹及孔洞减少，连续性和致密度增大，其原因是表面粗糙度低的石墨涂层表面形成了SiC致密体，同时反应生成的SiC晶粒较多，晶界数目增多，晶界两侧的晶粒取向不同，裂纹前端移动至晶界时受阻，界面应力被微裂纹所缓解，使得裂纹只能扩展到有限的距离，因此表面涂层中的裂纹缺陷变少，较完整地覆盖基体表面，有效地提高了涂层的连续性和致密度。

选择蒸镀温度为1550℃，真空度为 1.0×10^-3Pa，石墨粉粒度为50μm，蒸镀时间为0,2,3,4h的条件下所制备的SiC涂层截面微观形貌如图8所示，SiC涂层截面的硅元素分布如图9所示。

	图8 不同硅蒸镀时间制备的SiC涂层的截面微观形貌 (a)t=0h；(b)t=2h；(c)t=3h；(d)t=4h Fig.8 Cross-section images of SiC coating prepared by silicon evaporation time (a)t=0h；(b)t=2h；(c)t=3h；(d)t=4h
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	图9 不同硅蒸镀时间制备的SiC涂层截面的硅元素分布图 (a)t=2h；(b)t=3h；(c)t=4h Fig.9 Cross-section silicon elemental distribution maps in the SiC coating prepared by silicon evaporation time (a)t=2h；(b)t=3h；(c)t=4h
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由图8可知，随着蒸镀时间的延长，涂层截面处堆积密度提高，由疏松堆积向紧密堆积过渡。由图9可知，SiC涂层厚度由硅元素在涂层中分布来表征，涂层厚度逐渐增加，这是由于时间的延长，硅蒸气缓慢扩散到孔隙、裂纹处，反应生成的SiC晶粒有效地填充涂层内部缺陷，涂层的致密程度增加，同时部分硅蒸气进一步扩散到基体内部，生成更多的SiC颗粒，使涂层的厚度增加。基体中除表面形成SiC涂层之外，垂直于表面位置处形成了树状碳化硅，深入到基体材料内部，如图9(b)，(c)所示，这是由于基体材料采用针刺工艺制得，针刺后导致部分纤维纵向排布，留存大量针孔的尺寸相对于纤维之间的空隙较大，形成硅蒸气的扩散“通道”，有利于硅蒸气通过此空隙扩散到基体的内部，使得该方向上快速反应生成SiC颗粒，而嵌入基体内部的树状碳化硅增大了表面SiC涂层与基体间的黏结力。

(1)当蒸镀温度为1550℃和1650℃，涂层表面制备得到单一的β-SiC相；当蒸镀温度为1850℃时，涂层表面出现少量的Si。

(2)采用氩气保护，硅块作为硅蒸发源时，基体表面所形成SiC涂层的表面平整度增加。

(3)随着石墨涂层中石墨粉粒径的降低，基体表面粗糙度的降低，逐渐形成SiC致密体，SiC涂层的致密度和连续性增加。

(4)随着蒸镀时间的延长，基体表面形成涂层厚度增大，SiC颗粒由疏松堆积转变为紧密堆积，提高了涂层的致密性。基体中纵向纤维排布的位置出现树状碳化硅，有利于提高涂层与基体材料之间的黏结力。