2018, Vol. 46
文章信息
- 刘荣军, 曹英斌, 杨会永, 严春雷, 龙宪海
- LIU Rong-jun, CAO Ying-bin, YANG Hui-yong, YAN Chun-lei, LONG Xian-hai
- CVD-SiC界面改性涂层对气相渗硅制备Cf/SiC复合材料力学性能的影响
- Effect of CVD-SiC Interface Modification Coating on the Mechanical Properties of Cf/SiC Composite Prepared by Gaseous Silicon Infiltration Process
- 材料工程, 2018, 46(1): 37-43
- Journal of Materials Engineering, 2018, 46(1): 37-43.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2015.001526
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文章历史
- 收稿日期: 2015-12-19
- 修订日期: 2017-07-15
连续纤维增强的Cf/SiC陶瓷基复合材料以其低密度、高强度、高韧性、抗氧化、耐烧蚀冲刷和耐磨损等优异性能, 已引起世界各发达国家的普遍关注, 是航天领域先进推进系统、高超声速飞行器热防护系统、航空发动机热端部件、高性能刹车系统、空间光机系统等领域具有重大战略需求的材料[1-6]。
Cf/SiC陶瓷基复合材料的制备工艺方法主要有3种:先驱体浸渍-裂解技术[7-9](Precursor Infiltration and Pyrolysis, PIP)、化学气相沉积/渗透技术[10-12](Chemical Vapor Deposition/Chemical Vapor Infiltration, CVD/CVI)、渗硅烧结技术[13-16](Silicon Infiltration, SI)。相比于PIP和CVD/CVI工艺, SI工艺具有制备周期短, 产品致密度高、热导率高的优点, 是新近发展起来的一种碳陶复合材料制备新方法。SI制备Cf/SiC复合材料的基本过程是:先获得一定密度和孔隙率的C/C素坯, 然后利用Si和素坯中C基体反应生成SiC基体, 从而得到Cf/SiC复合材料。根据反应过程中Si源的物理状态不同, SI工艺又可分为液相渗硅(Liquid Silicon Infiltration, LSI)和气相渗硅(Gaseous Silicon Infiltration, GSI)两种方法。LSI过程是在高温真空环境中用熔融的液态Si对C/C素坯进行浸渗处理, 液态Si与C基体反应生成SiC基体, LSI过程中Si-C反应剧烈, 易在复合材料表面形成闭孔, 影响渗透深度, 造成复合材料组成不均匀。为了克服LSI的不足, 研究者发展了GSI工艺[17-20], 以气相硅代替液相硅作为渗透和反应物质。GSI反应过程温和, 气相Si容易渗透到预制件内部, 制备的碳陶复合材料具有组成均匀、残留Si少、后加工容易实现等优点, 是一种值得研究的碳陶复合材料制备新方法。
GSI工艺的本质是利用Si-C反应得到SiC, 故在反应过程中Si蒸气除了与C/C素坯中的C基体反应外, 也会和C纤维发生反应, 因此, GSI工艺中, 对于C纤维预制件的界面改性非常重要[21-22], 常用的方法是制备合适厚度的界面改性涂层, 界面改性涂层不仅要起到调节纤维/基体界面结合状态的作用[23], 更为重要的是防止Si与增强体C纤维的反应。对Cf/SiC复合材料界面改性涂层来说, 可选择的涂层组分有C涂层、SiC涂层、BN涂层等, 研究较多的是C涂层[24-25]。SiC涂层能够很好保护Si对C纤维的侵蚀, 且SiC涂层与SiC基体的热物理性能一致, 有利于缓解纤维/基体间应力, CVD方法是制备界面改性涂层常用的方法, 但是目前采用CVD SiC涂层对GSI Cf/SiC复合材料进行改性的研究很少, 相关的影响规律及机制还没有研究透彻。因此, 本工作采用CVD方法在C纤维表面制备SiC涂层来进行界面改性, 着重研究CVD SiC涂层对GSI Cf/SiC复合材料力学性能、断裂特征的影响, 并分析其影响机制。
1 实验材料与方法 1.1 Cf/SiC复合材料制备过程实验中采用三维五向整体编织结构的C纤维织物为增强体, C纤维体积分数约为45%, 编织件尺寸为100mm×70mm×5mm。首先采用CVD工艺在编织件碳纤维表面沉积SiC涂层, 获得改性碳纤维预制件; 沉积中使用的先驱体为CH3SiCl3(Methyltrichlorosilane, MTS), 沉积温度为1100℃, 沉积时间为1~6h, 通过对沉积的时间控制获得不同厚度的SiC涂层。然后采用质量分数50%的酚醛-乙醇溶液对4组改性预制件和1组未经CVD SiC涂层改性的空白预制件进行了2个周期的PIP C过程, 得到了Cf/SiC/C或Cf/C素坯。最后将Cf/SiC/C或Cf/C素坯(尺寸:100mm×70mm×5mm)置于高温真空炉内, 采用GSI工艺进行渗硅烧结, 得到Cf/SiC复合材料, GSI温度为1650℃, 反应时间1h, 真空度为50~100Pa, 具体工艺过程见参考文献[26]。
1.2 分析测试采用扫描电子显微镜(SEM)对纤维预制件及复合材料的微观结构进行分析, 观察Cf/SiC复合材料的腐蚀断口形貌时, 先采用HF-HNO3混酸腐蚀除去复合材料中残留Si。采用三点弯曲法在WDW-100万能材料试验机上测定复合材料的弯曲强度、模量以及断裂韧性, 测试弯曲强度和模量采用的试样尺寸(长×宽×高)为45mm×4mm×3mm, 跨距为30mm, 测试断裂韧性采用的试样尺寸(长×宽×高)为30mm×2mm×4mm, 跨距为20mm, 切口深度约2mm。
2 结果与分析 2.1 沉积时间对纤维表面SiC涂层厚度和形貌的影响图 1(a)~(d)是C纤维表面SiC涂层厚度随CVD时间的变化情况。从图 1可以看出, 随着CVD时间的延长, C纤维表面SiC涂层的厚度不断增加。表 1为实验条件下不同沉积时间对应的纤维编织件表面SiC涂层厚度关系。由表 1可以看出, 实验条件下, CVD时间为1h时, SiC涂层厚度最小, 约为0.5μm; CVD时间为6h时, SiC涂层厚度最大, 约为2.9μm。
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图 1 C纤维表面SiC涂层厚度随沉积时间的变化 (a)1h;(b)2h;(c)4h;(d)6h Fig. 1 Thickness of SiC coatings on the C fibers with different CVD time (a)1h;(b)2h;(c)4h;(d)6h |
| Parameter | value | |||
| CVD-SiC time/h | 1 | 2 | 4 | 6 |
| Thickness/μm | ≈0.5 | ≈1.1 | ≈2.2 | ≈2.9 |
图 2为C纤维表面形貌随着SiC涂层沉积时间的变化情况。由图 2可以看出, 随着CVD时间的延长, 纤维表面的沟壑逐渐被沉积的SiC涂层所填充。在填充C纤维表面沟壑的同时, CVD-SiC涂层在C纤维表面形成了一些菜花状颗粒。当CVD时间为2h时, C纤维表面开始出现颗粒状的SiC; 当CVD的时间为4h时, 颗粒状SiC逐渐增多并布满整个C纤维表面; 随着CVD时间的进一步延长, SiC继续在颗粒上沉积, 颗粒尺寸逐渐增大, 当CVD的时间为6h时, C纤维的表面生成了10~20μm的较大的岛状SiC颗粒(如图 2(d))。图 2(e)是未经CVD SiC涂层处理的C纤维表面形貌, 可以看出, 无CVD SiC涂层的C纤维表面很明显呈现出沿纤维方向的沟壑状。CVD-SiC涂层的厚度变化和纤维涂层的形貌改变必将对Cf/SiC复合材料的力学性能和断裂方式产生影响, 下节结合复合材料的力学性能进行详细分析。
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图 2 不同沉积时间的C纤维表面SiC涂层的形貌 (a)1h;(b)2h;(c)4h;(d)6h;(e)0h Fig. 2 Micrographs of SiC coatings on C fiber surface with different CVD time (a)1h;(b)2h;(c)4h;(d)6h;(e)0h |
图 3为CVD-SiC涂层厚度与Cf/SiC复合材料力学性能的关系。由图 3可知, 无界面改性涂层的Cf/SiC复合材料的模量、强度、断裂韧度均低于CVD-SiC涂层改性的Cf/SiC复合材料, 无界面改性涂层时, GSI Cf/SiC复合材料的强度、模量和断裂韧度仅为87.6MPa, 56.9GPa和2.1MPa·m1/2。对于有CVD-SiC涂层改性的Cf/SiC复合材料来说, 其弯曲强度、模量、断裂韧度均随着涂层厚度的增大呈先增加然后降低的趋势, 当CVD SiC涂层厚度约为1.1μm时, GSI Cf/SiC复合材料来的力学性能最好, 其弯曲强度、模量和断裂韧度分别为231.7MPa, 87.3GPa和7.3MPa·m1/2。
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图 3 CVD-SiC涂层厚度与Cf/SiC力学性能的关系 Fig. 3 Mechanical properties of Cf/SiC composite vs thickness of CVD-SiC coatings |
图 4是无SiC改性涂层和CVD-SiC时间为1, 2, 4, 6h, 涂层厚度分别为0.5, 1.1, 2.2μm和2.9μm时的GSI Cf/SiC复合材料的载荷-位移曲线图。图 5为对应的复合材料断口形貌。可以看出, 对于无CVD-SiC界面改性涂层的Cf/SiC复合材料, 其载荷位移曲线中当载荷达到最大后, 其值急剧下降, 表现出典型的脆性断裂特征, 结合断口形貌图发现, 无CVD-SiC涂层时, Cf/SiC复合材料中C纤维束丝边缘和束芯区域的C纤维均受损严重, 形成了纤维/基体的强界面结合, C纤维束的拔出较短、断口齐整, 甚至有的区域根本无纤维拔出, 故表现出典型的脆性断裂特征。
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图 4 Cf/SiC的载荷-位移曲线随CVD-SiC时间的变化 Fig. 4 Load-deflection curves of Cf/SiC composites with different CVD-SiC time |
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图 5 不同CVD-SiC涂层厚度时Cf/SiC复合材料的断口形貌 (a)0μm; (b)0.5μm; (c)1.1μm; (d)2.9μm Fig. 5 Cross-section micrographs of Cf/SiC composites with different thickness of CVD-SiC coatings (a)0μm; (b)0.5μm; (c)1.1μm; (d)2.9μm |
在图 4中, CVD-SiC涂层厚度为0.5~2.2μm的Cf/SiC复合材料的载荷达到最大值后, 均出现一个较宽的平台, 表现出明显的韧性断裂特征, 而CVD-SiC涂层厚度为2.9μm的Cf/SiC复合材料的平台较短, 载荷达到最大值后突然下降呈现出一定的脆性断裂特征。这在图 5中断口形貌上也有体现, 在图 5(b)中, CVD-SiC涂层厚度为0.5μm的Cf/SiC复合材料的纤维束参差不齐, 而CVD-SiC涂层厚度为2.9μm的Cf/SiC复合材料的断口纤维束较平整。这是因为, CVD-SiC较厚时(如2.9μm), C纤维束“束芯”区的单根纤维之间填充的是CVD-SiC涂层, 且涂层较厚, 无法和纤维脱粘, 涂层在裂纹的应力集中下迅速断裂, 并导致C纤维断裂, 所以在载荷-位移曲线上, CVD-SiC涂层厚度为2.9μm的Cf/SiC复合材料的平台较短, 载荷达到最大值后突然下降; 而CVD-SiC涂层厚度为0.5~ 2.2μm时, 涂层厚度较小, 在裂纹扩展至C纤维束丝边缘区域时, 涂层可以和C纤维脱粘, 纤维发挥桥连作用, 故Cf/SiC复合材料的载荷达到最大值后, 出现一个较宽的平台。
2.3 CVD-SiC涂层对GSI Cf/SiC复合材料力学性能的影响机制 2.3.1 CVD-SiC涂层对C纤维的保护作用图 6是GSI Cf/SiC中C纤维束丝区域形貌随CVD-SiC厚度变化的情况。由图 6可以看到, 当CVD-SiC涂层厚度约为0.5μm时, C纤维束丝边缘的SiC涂层已经消失, 这是因为CVD-SiC涂层较薄, 在渗Si烧结时SiC涂层被气相Si侵蚀而破坏, C纤维受到损伤。当CVD-SiC涂层厚度为时间为1.1, 2.2μm和2.9μm时, C纤维束丝周围仍然有较明显的SiC涂层, 这说明随着涂层厚度的增加, C纤维得到了较好的保护, 一定程度上减缓了气相Si对C纤维的侵蚀。因此, CVD-SiC涂层厚度为1.1μm的Cf/SiC复合材料强度、模量、韧度大于CVD-SiC涂层厚度为0.5μm的Cf/SiC复合材料。但同时也可以看到, 虽然厚度为2.2μm和2.9μm的SiC涂层对C纤维也起到了明显的保护作用, 但是制备的Cf/SiC复合材料的力学性能却比CVD-SiC涂层厚度为1.1μm的低, 这主要是因为SiC涂层除了保护C纤维之外, 其厚度也会对C纤维与基体的界面结合强度产生影响, 进而对复合材料的力学性能产生影响。
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图 6 不同CVD-SiC涂层厚度时Cf/SiC复合材料中C纤维束丝区域形貌 (a)0.5μm; (b)1.1μm; (c)2.2μm; (d)2.9μm Fig. 6 ross-section micrographs of C fiber bundles region in Cf/SiC composites with different CVD-SiC coatings' thickness (a)0.5μm; (b)1.1μm; (c)2.2μm; (d)2.9μm |
当CVD-SiC涂层较薄时, 纤维容易与SiC涂层解离。图 7(a)是CVD-SiC厚度为1.1μm时GSI Cf/SiC复合材料的断口形貌, 由图可以看出, 纤维拔出时, 其表面残留着CVD-SiC涂层壳, C纤维表面较干净, 仍然呈现出C纤维表面的沟壑状。这说明C纤维与较薄的CVD-SiC涂层呈现出弱界面结合, 当材料的裂纹扩展至涂层时, 可以通过涂层的剥离缓解应力, 释放能量, 从而阻止裂纹穿过C纤维, 因此CVD-SiC涂层为1.1μm时Cf/SiC复合材料的强度和韧性较好。
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图 7 不同厚度CVD-SiC涂层与C纤维结合的断口微观形貌 (a)1.1μm; (b)2.9μm Fig. 7 Cross-section micrographs of C fiber bonding CVD-SiC coatings of different thickness (a)1.1μm; (b)2.9μm |
CVD-SiC沉积时间为4, 6h时, CVD-SiC涂层较厚, 图 7(b)为沉积时间6h、涂层厚度约为2.9μm以上时的纤维/涂层结合状况, 可以看到, 此时SiC涂层较厚, 相邻的C纤维表面的SiC涂层已经粘接形成一个整体, 造成了纤维与基体的强界面结合状态, C纤维周围的SiC涂层不能有效和C纤维解离, C纤维在应力集中下易断裂, 纤维的桥连和拔出作用不能有效发挥, 所以CVD-SiC涂层厚度为2.9μm时Cf/SiC复合材料的弯曲强度和断裂韧度较小, 只有151.5MPa和4.4MPa·m1/2。
对CVD-SiC涂层改性的Cf/SiC复合材料断口形貌做进一步分析, 如图 8所示。图 8(a)是C纤维束“束丝边缘”区域的微观形貌; 图 8(b)是C纤维束“束芯”区域的微观形貌; 图 8(c)是Cf/SiC复合材料试样腐蚀断口形貌。从图 8(a), (c)可以看出, “束丝边缘”区域的C纤维拔出较短, 且断口较齐, 说明“束丝边缘”区域的C纤维由于气相Si的侵蚀而发生反应, 与SiC基体形成较强的界面结合; 从图 8(b)可以看出“束芯”区域C纤维单丝表面光滑, 这说明“束芯”区域的C纤维单丝和基体之间是弱的界面结合, 所以, 在图 8(c)的Cf/SiC试样腐蚀断口形貌中, 纤维束“束丝边缘”的纤维丝拔出较短, 内部的拔出较长。
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图 8 CVD-SiC涂层改性的Cf/SiC复合材料的断口形貌 (a)束丝边缘区域; (b)束芯区域; (c)试样的腐蚀断口 Fig. 8 Micrographs of Cf/SiC composite using CVD-SiC coatings as interface modification layer (a)peripheral area of C bundle; (b)core area of C bundle; (c)etched cross-section of Cf/SiC sample |
当复合材料中产生的裂纹扩展至C纤维“束丝边缘”区域时, 由于纤维和基体之间的较强的界面结合, 在裂纹尖端的应力集中下, “束丝边缘”区域的单根纤维迅速断裂; 当裂纹扩展至C纤维束丝内部时候, 由于SiC涂层和C纤维之间是弱的界面结合, 界面出现解离, C纤维仍桥连断裂的SiC基体, 所以在载荷-位移曲线上出现一个较宽的平台; 当载荷继续增加时, 纤维不断断裂, 载荷逐渐下降。正是由于弱界面结合导致的界面解离机制, 使得具有合适厚度CVD-SiC涂层的Cf/SiC复合材料具有较好的力学性能。
综上所述, CVD-SiC界面改性涂层对于GSI Cf/SiC复合材料力学性能改善的作用机理主要体现在载荷传递、“阻挡”Si的侵蚀, “调节”界面结合状态3个方面。
3 结论(1) 无CVD-SiC界面涂层改性的GSI Cf/SiC复合材料力学性能较差, 呈现脆性断裂特征, 其强度、模量和断裂韧度分别为87.6MPa, 56.9GPa, 2.1MPa·m1/2。
(2) 随着CVD-SiC涂层厚度的增加, Cf/SiC复合材料的弯曲强度、模量和断裂韧度均呈现先升高后降低的趋势, CVD-SiC涂层厚度为1.1μm的Cf/SiC复合材料的力学性能最好, 其弯曲强度、模量、断裂韧度分别为231.7MPa, 87.3GPa, 7.3MPa·m1/2。
(3) CVD-SiC涂层厚度为0.5μm时, 涂层厚度不足以保护气相硅对纤维的侵蚀, 导致Cf/SiC复合材料力学性能不高; CVD-SiC涂层厚度为2.2μm以上时, 涂层对纤维起到了较好的保护作用, 但同时相邻的C纤维被厚的SiC涂层粘接在一起形成一个整体, 造成了纤维与基体的强界面结合状态, 此时Cf/SiC复合材料的力学性能逐渐降低。
(4) 厚度适中的CVD-SiC界面改性涂层的作用机理主要体现在载荷传递、“阻挡”Si的侵蚀、“调节”界面结合状态3个方面。
| [1] | KRENKEL W, BERNDT F. C/C-SiC composites for space applications and advanced friction systems[J]. Materials Science and Engineering:A, 2005, 412 (1/2): 177–181. |
| [2] | NASLAIN R. SiC-matrix composites:nonbrittle ceramics for thermo-structural application[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2005, 2 (2): 75–84. DOI: 10.1111/ijac.2005.2.issue-2 |
| [3] | KRENKEL W. Carbon fiber reinforced CMC for high performance structures[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2004, 1 (2): 188–200. |
| [4] |
张立同, 成来飞. 连续纤维增韧陶瓷基复合材料可持续发展战略探讨[J].
复合材料学报, 2007, 24 (2): 1–6.
ZHANG L T, CHENG L F. Discussion on strategies of sustainable development of continuous fiber reinforced ceramic matrix composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2007, 24 (2): 1–6. |
| [5] |
马青松, 刘海韬, 潘余, 等. C/SiC复合材料在超燃冲压发动机中的应用研究进展[J].
无机材料学报, 2013, 28 (3): 247–255.
MA Q S, LIU H T, PAN Y, et al. Research progress on the application of C/SiC composites in scramjet[J]. Journal of Inorganic Materials, 2013, 28 (3): 247–255. |
| [6] |
徐兴亚, 张立同, 成来飞, 等. 碳陶刹车材料的研究进展[J].
航空制造工程, 2014 (6): 100–108.
XUN X Y, ZHANG L T, CHENG L F, et al. Research progress of carbon/silicon carbide brake materials[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2014 (6): 100–108. |
| [7] | LI G D, ZHANG C R, HU H F, et al. Preparation and properties of C/SiC bolts via precursor infiltration and pyrolysis process[J]. Rare Metal, 2011, 30 (Spec.Issue): 581–584. |
| [8] | ZHOU C C, ZHANG C R, HU H F, et al. Preparation of 3D-Cf/SiC composites at low temperatures[J]. Materials Science and Engineering:A, 2008, 488 : 569–572. DOI: 10.1016/j.msea.2007.11.046 |
| [9] | MAURICE F C, STUART H. Comparison of two processes for manufacturing ceramic matrix composites from organometallic precursors[J]. Journal of European Ceramic Society, 1999, 19 : 285–291. DOI: 10.1016/S0955-2219(98)00175-7 |
| [10] | NASLAIN R. Fibre-matrix interphases and interfaces in ceramic matrix composites processed by CVI[J]. Composite Interfaces, 2012, 1 (3): 253–286. |
| [11] | BYUNG J O, YOUNG J L, DOO J C. Fabrication of carbon/silicon carbide composites by isothermal chemical vapor infiltration using the in situ whisker-growing and matrix-filling process[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2001, 84 (1): 245–247. DOI: 10.1111/jace.2001.84.issue-1 |
| [12] | LIU S H, ZHANG L T, YIN X W. Microstructure and mechanical properties of SiC and carbon hybrid fiber reinforced SiC matrix composite[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2011, 8 (2): 308–316. DOI: 10.1111/ijac.2011.8.issue-2 |
| [13] | WANG Y X, TAN S H, JIANG D L. The effect of porous carbon preform and the infiltration process on the properties of reaction-formed SiC[J]. Carbon, 2004, 42 : 1833–1839. DOI: 10.1016/j.carbon.2004.03.018 |
| [14] | MANISH P, KUMAR S, V V BHANU P, et al. High temperature C/C-SiC composite by liquid silicon infiltration[J]. Bulletin of Materials Science, 2012, 35 (1): 63–73. DOI: 10.1007/s12034-011-0247-5 |
| [15] | WILLAM B H. Making ceramic composites by melt infiltration[J]. American Ceramic Society Bulletin, 1994, 73 (4): 56–62. |
| [16] | SHOBU K, TANI E, KISHI K, et al. SiC-intermetallics composites fabricated by melt infiltration[J]. Key Engineering Materials, 1999 (159/160): 325–330. |
| [17] | ZHOU Q, DONG S M, DING Y S, et al. Three-dimensional carbon fiber-reinforced silicon carbide matrix composites by vapor silicon infiltration[J]. Ceramics International, 2009, 35 : 2161–2169. DOI: 10.1016/j.ceramint.2008.11.023 |
| [18] |
严春雷, 刘荣军, 张长瑞, 等. 气相渗硅制备C/SiC复合材料[J].
航空制造工程, 2014 (6): 122–128.
YAN C L, LIU R J, ZHANG C R, et al. Preparation of C/SiC composites by gaseous Si infiltration[J]. Aviation Engineering & Maintenance, 2014 (6): 122–128. |
| [19] | WANG H L, ZHOU X G, YU J S, et al. Microstructure, mechanical properties and reaction mechanism of KD-1 SiCf/SiC composities fabricated by chemical vapor infiltration and vapor silicon infiltration[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528 : 2441–2445. DOI: 10.1016/j.msea.2010.12.028 |
| [20] | QIAN J M, JIN Z H, WANG X W. Porous SiC ceramics fabricated by reactive infiltration of gaseous silicon into charcoal[J]. Ceramics International, 2004, 30 : 947–951. DOI: 10.1016/j.ceramint.2003.11.001 |
| [21] |
周清, 董绍明, 丁玉生, 等. 界面涂层对气相渗硅Cf/SiC复合材料力学性能的影响[J].
无机材料学报, 2007, 22 (6): 1142–1146.
ZHOU Q, DONG S M, DING Y S, et al. Effect of interphase on mechanical properties of Cf/SiC composites fabricated by vapor silicon infiltration[J]. Journal of Inorganic Materials, 2007, 22 (6): 1142–1146. |
| [22] |
曹宇, 刘荣军, 曹英斌, 等. 素坯密度对气相渗硅制备C/C-SiC复合材料结构与性能的影响[J].
材料工程, 2016, 44 (7): 19–25.
CAO Y, LIU R J, CAO Y B, et al. Effects of preform density on structure and property of C/C-SiC composites fabricated by gaseous silicon infiltration[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44 (7): 19–25. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2016.07.004 |
| [23] |
代吉祥, 沙建军, 王首豪, 等. 纤维表面状态对C/C-SiC复合材料微观组织和相成分的影响[J].
航空学报, 2015, 36 (5): 1704–1712.
DAI J X, SHA J J, WANG S H, et al. Influence of fiber surface state on the microstructure and composition of C/C-SiC composites[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 2015, 36 (5): 1704–1712. |
| [24] | YANG H Y, LIU R J, CAO Y B, et al. Effect of PyC content in C/C green body on structure and properties of 3D-C/SiC composite fabricated by gas silicon infiltration[J]. Applied Mechanics and Materials, 2011, 71/78 : 4994–4998. DOI: 10.4028/www.scientific.net/AMM.71-78 |
| [25] | CAO X Y, YIN X W, FAN X M, et al. Effect of PyC interphase thickness on mechanical behaviors of SiBC matrix modified C/SiC composites fabricated by reactive infiltration[J]. Carbon, 2014, 77 : 886–895. DOI: 10.1016/j.carbon.2014.05.092 |
| [26] | LIU R J, CAO Y B, YAN C L, et al. Preparation and characterization of diamond-silicon carbide-silicon composites by gaseous silicon vacuum infiltration process[J]. Journal of Superhard Materials, 2014, 36 (6): 410–414. DOI: 10.3103/S1063457614060069 |