纖維熱處理對C/C-SiC復(fù)合材料斷裂韌度的影響

代吉祥， 沙建軍， 張兆甫， 李 建， 韋志強(qiáng)

(大連理工大學(xué) 工業(yè)裝備結(jié)構(gòu)分析國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 大連116024)

C/C-SiC 復(fù)合材料結(jié)合了纖維增強(qiáng)體優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和陶瓷體良好的化學(xué)熱穩(wěn)定性，具有低密度、高比強(qiáng)、高比模、抗氧化、抗燒蝕和摩擦磨損率低等優(yōu)異性能，在航空航天和深空探測等高新技術(shù)領(lǐng)域具有非常強(qiáng)的應(yīng)用潛力［1～4］。該類材料的制備方法主要有氣相和液相法，包括化學(xué)氣相浸漬法(CVI)，聚合物浸漬裂解法(PIP)和液相硅熔滲法(LSI)等。從制備復(fù)雜性、成本效益及材料性能綜合考慮來看，每種工藝過程都有其優(yōu)缺點(diǎn)。LSI 工藝因其制備過程簡單、產(chǎn)品致密度高、周期短、成本低、可實(shí)現(xiàn)凈尺寸成型且易于工業(yè)化生產(chǎn)等優(yōu)點(diǎn)，近年來受到國內(nèi)外研究者的廣泛關(guān)注［5～7］。

LSI 工藝主要包括三個(gè)子過程:(1)采用樹脂傳遞模塑(RTM)工藝或熱壓釜工藝制備C 纖維增強(qiáng)樹脂基復(fù)合材料(CFRP);(2)將CFRP 先驅(qū)體在高于900℃下裂解獲得多孔C/C 預(yù)制體;(3)在高于Si 熔點(diǎn)(1420℃)的溫度下，用熔融Si 對多孔C/C預(yù)制體進(jìn)行滲入，液相Si 通過孔隙進(jìn)入到C/C 預(yù)制體中，以直接接觸和擴(kuò)散的方式與C 發(fā)生反應(yīng)生成SiC 基體［8］。其中，第二個(gè)子過程獲得的C/C 預(yù)制體遍布微裂紋和微孔，這些微裂紋和孔隙充當(dāng)著液相Si 滲入的主要通道，特別是微裂紋和孔隙的密度和分布直接決定著C/C-SiC 復(fù)合材料的微觀形貌、基體組織成分和力學(xué)性能。文獻(xiàn)［9，10］研究了C/C 預(yù)制體中熱解碳含量對C/C-SiC 復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)和彎曲性能的影響。Juliane 等［11］采用LSI 法制備了相成分不同的C/C-SiC 復(fù)合材料，并測試了相成分的變化對材料斷裂力學(xué)性能的影響。

上述研究表明，C/C 預(yù)制體微觀組織結(jié)構(gòu)影響著最終C/C-SiC 復(fù)合材料的關(guān)鍵性能。而在前期的研究中發(fā)現(xiàn)，CFRP 先驅(qū)體中纖維-樹脂界面結(jié)合強(qiáng)度對C/C 預(yù)制體的微觀結(jié)構(gòu)有顯著影響［12，13］。大量的研究表明［14～16］:對碳纖維進(jìn)行表面處理能有效改變其表面活性官能團(tuán)，從而可以調(diào)整CFRP 先驅(qū)體中纖維-樹脂界面結(jié)合強(qiáng)度。纖維表面處理方法有表面氧化法、表面沉積法等［17］，這些方法可使纖維表面含氧官能團(tuán)增加，獲得更高的界面結(jié)合強(qiáng)度。而本課題組的研究發(fā)現(xiàn)，對纖維熱處理同樣可以改變纖維-樹脂之間界面結(jié)合強(qiáng)度［13］，從而改變C/C預(yù)制體中微裂紋/孔的形態(tài)及分布，這樣在第三個(gè)子過程中就可以對C/C-SiC 復(fù)合材料微觀組織、結(jié)構(gòu)進(jìn)行有效調(diào)控。

綜上所述，纖維熱處理可以改變C/C-SiC 復(fù)合材料微觀組織結(jié)構(gòu)，從而影響其關(guān)鍵性能，而在目前，對此方面的相關(guān)研究成果還較少。本研究首先將T300 碳纖維進(jìn)行不同溫度的熱處理后，將纖維增強(qiáng)樹脂基復(fù)合材料(CFRP)先驅(qū)體進(jìn)行高溫裂解，獲得具有不同微裂紋分布和孔隙結(jié)構(gòu)的C/C 預(yù)制體，最后經(jīng)過液硅熔滲反應(yīng)得到不同微觀組織結(jié)構(gòu)的C/C-SiC 復(fù)合材料。采用單邊切口梁法(SENB)測試C/C-SiC 復(fù)合材料的斷裂韌度，并分析纖維熱處理對復(fù)合材料斷裂韌度影響的微觀機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試樣制備

采用未處理和不同溫度熱處理(600℃，900℃，1200℃和1500℃)的2D 碳纖維布(T300-3K，纖維編織0°/90°)作為增強(qiáng)體。將碳纖維布在酚醛樹脂膠液中浸漬后進(jìn)行疊加鋪層，然后加壓固化(P =2MPa，T=200℃)獲得纖維體積分?jǐn)?shù)約為40%的樹脂基復(fù)合材料(CFRP)先驅(qū)體。之后將CFRP 先驅(qū)體置于高溫石墨爐中，以1℃/min 的升溫速率加熱到1200℃以上并保溫1h 進(jìn)行裂解，獲得多孔C/C預(yù)制體。最后采用硅粉(純度≥98%，粒度為10目)包埋法，在高于硅熔點(diǎn)(1420℃)的溫度下，對C/C 多孔預(yù)制體進(jìn)行硅化處理，液相硅進(jìn)入C/C 預(yù)制體的孔隙中并與碳反應(yīng)生成SiC，從而獲得不同微觀組織結(jié)構(gòu)的C/C-SiC 復(fù)合材料。

1.2 測試與分析

采用阿基米德(Archimedes's)排水法，使用精度為0.1mg 的FA2104N 分析天平稱量質(zhì)量，由于材料表面有孔隙，測量飽和試樣的質(zhì)量之前，需要在蒸餾水中抽真空并充分浸泡，使水進(jìn)入到這些孔隙以達(dá)到飽和。根據(jù)公式(1)，(2)計(jì)算體密度和孔隙率:

式中ρ 為試樣的實(shí)際密度;ρ0為蒸餾水的密度;m0為干燥試樣在空氣中的質(zhì)量;m1為飽和試樣在蒸餾水中的懸掛質(zhì)量;m2為飽和試樣在空氣中的質(zhì)量;p為試樣的孔隙率。

利用萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)(Instron3345)，根據(jù)ASTM C1421-10 標(biāo)準(zhǔn)［18］進(jìn)行斷裂韌度測試，其中預(yù)制裂紋方向和加載方向均垂直于纖維鋪層方向，加載速率為0.5mm/min，每個(gè)條件測試試樣不少于5 件。

根據(jù)公式(3)計(jì)算斷裂韌度:

式中K1C為斷裂韌度，單位為MPa·m1/2;Pmax為三點(diǎn)彎曲測試中最大載荷，單位為N;g = g (a/W)=測試中跨距S 為20mm;試樣厚度B 為3mm;切口深度a 為2mm;試樣寬度W 為4mm。

采用X 射線衍射儀(XRD)對制備的C/C-SiC復(fù)合材料進(jìn)行物相分析，管電壓40kV，管電流30mA，掃描范圍為10 ～80°，掃描速率為2°/min。用QUANTA 450 掃描電鏡(SEM)觀察C/C 預(yù)制體、C/C-SiC 復(fù)合材料表面形貌以及三點(diǎn)彎曲測試后試樣斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 體密度與孔隙率

圖1 為纖維熱處理溫度與C/C 預(yù)制體孔隙率、C/C-SiC 復(fù)合材料體密度之間的關(guān)系。由圖1可以看出:纖維經(jīng)熱處理后C/C 預(yù)制體的孔隙率增加，最高為35%，同時(shí)C/C-SiC 復(fù)合材料的體密度也增高。纖維經(jīng)1500℃熱處理后制備的C/CSiC 體密度達(dá)到2.02g/cm3，這表明預(yù)制體中的微裂紋和孔隙作為液Si 滲入通道，C/C 預(yù)制體孔隙率越高，其反應(yīng)生成的SiC 基體也就越多，造成C/C-SiC 復(fù)合材料體密度隨纖維熱處理溫度升高而增大。

圖1 纖維熱處理溫度與C/C 預(yù)制體孔隙率、C/C-SiC 體密度關(guān)系Fig.1 The porosity of C/C preform and the bulk density of C/C-SiC composites vs the heat treatment temperature of carbon fiber

2.2 C/C 預(yù)制體微觀形貌

圖2 為CFRP 先驅(qū)體裂解后形成的C/C 多孔預(yù)制體微觀形貌。從圖2a 中可以看到，對于未處理纖維增強(qiáng)的C/C 多孔預(yù)制體，其微裂紋/孔密度低且分布較為規(guī)律，均分布于縱向(90°)纖維束內(nèi)，并將纖維束分離成段，在每一段內(nèi)纖維和基體結(jié)合緊密且孔隙率較低。而1500℃熱處理后，C/C 多孔預(yù)制體中縱向纖維束內(nèi)纖維和基體明顯分離，且孔隙率較高并遍及纖維束間，沒有明顯的分段現(xiàn)象，如圖2b 所示。這種C/C 預(yù)制體微觀形貌的顯著區(qū)別，可以從分析CFRP 先驅(qū)體高溫裂解過程中纖維-樹脂的相互作用來理解。

CFRP 先驅(qū)體的高溫裂解過程，可以分為如下階段［19］:在240℃以下，基體材料是黏彈性的，240 ～600℃為主要的裂解區(qū)間，期間樹脂基向C 基轉(zhuǎn)化。在主要裂解階段酚醛樹脂發(fā)生縮聚反應(yīng)，從而出現(xiàn)50% ～60%的體積收縮［20］，但是由于先驅(qū)體中含有增強(qiáng)纖維，沿著纖維軸向方向體積收縮會(huì)受阻，導(dǎo)致收縮量減少，而纖維徑向受阻較小，體積收縮率則較大，樹脂基體在收縮過程中由于受到纖維兩個(gè)方向不同的阻力而出現(xiàn)張應(yīng)力，使基體中產(chǎn)生微裂紋。同時(shí)，樹脂在裂解過程中也會(huì)產(chǎn)生大量氣體［20］，如圖3 所示。隨著裂解溫度的升高，氣體產(chǎn)額逐漸積累并在基體空腔中形成氣壓，氣壓逐步升高最終導(dǎo)致氣孔破裂，產(chǎn)生微孔。

由此，纖維-樹脂之間界面結(jié)合強(qiáng)度對微裂紋/孔的形成有顯著影響［13］。對于未處理纖維增強(qiáng)的CFRP 先驅(qū)體，纖維-樹脂的界面強(qiáng)度較高［21］，這是由于在纖維的制備過程中，為了減少表面缺陷(溝槽、微氣孔等)，常常把水濕性的表面活性劑涂覆在纖維表面，如同在纖維表面涂覆了一層活性涂層，該涂層有利于原始纖維的纏繞、編織，并且有利于與樹脂溶液的粘接，在交聯(lián)過程中，纖維表面活性劑與樹脂基體發(fā)生反應(yīng)，從而在樹脂基體與纖維界面處形成化學(xué)結(jié)合，造成較強(qiáng)結(jié)合界面，而這種纖維與基體之間的強(qiáng)相互作用，導(dǎo)致未處理CFRP 先驅(qū)體產(chǎn)生的微裂紋分布較為規(guī)律，如同2a所示?？梢钥吹轿⒘鸭y以一定的間隔呈條帶狀分布，相鄰的條帶狀微裂紋把90°纖維束分離成C/C段，在每一個(gè)C/C 段內(nèi)，纖維與基體緊密地結(jié)合在一起。

當(dāng)纖維熱處理后，纖維表面的含氧官能團(tuán)(如羧基、羥基等)分解，導(dǎo)致氧含量降低。由于纖維表面含氧官能團(tuán)減少，表面活性能降低，纖維-樹脂界面結(jié)合強(qiáng)度降低［13］。對于這種情況，纖維與基體的相互作用弱，在裂解過程中，微裂紋易于在纖維-樹脂界面發(fā)起，導(dǎo)致纖維-樹脂的界面脫開，形成多孔結(jié)構(gòu)的微觀形貌特征，獲得的C/C 預(yù)制體孔隙率較高，如圖2b 所示。

CFRP 裂解后形成的C/C 預(yù)制體，其內(nèi)部的微裂紋/空隙充當(dāng)著液硅的熔滲反應(yīng)通道，其形態(tài)、分布將影響著C/C-SiC 復(fù)合材料的微觀組織、結(jié)構(gòu)及性能。

2.3 C/C-SiC 復(fù)合材料微觀形貌

圖4 為纖維未處理和經(jīng)1500℃熱處理后C/CSiC 復(fù)合材料的表面微觀形貌。

可以看出圖2 所示預(yù)制體中的微裂紋/孔隙主要被原位反應(yīng)生成的新相SiC 填充，孔隙率顯著降低，致密度提高?；w主要為致密的C，SiC 構(gòu)成，其中黑色區(qū)域主要為富C 區(qū)，灰色部分為SiC。

圖3 CFRP 先驅(qū)體中酚醛樹脂高溫裂解產(chǎn)物模型［20］Fig.3 Model for the decomposed products of phenolic resin pyrolysis at elevated temperatures［20］

圖4 C/C-SiC 復(fù)合材料表面微觀形貌 (a)纖維未處理;(b)纖維經(jīng)1500℃熱處理Fig.4 Surface morphologies of C/C-SiC composites (a)untreated fibers reinforced;(b)1500 ℃heat treated fibers reinforced

圖4a 為纖維未處理時(shí)C/C-SiC 復(fù)合材料的表面微觀形貌，由圖中可以看出基體中的SiC 分布較為規(guī)則，分布在縱向纖維束內(nèi)且呈帶狀分布，這與圖2a 中C/C 預(yù)制體微裂紋/孔的形態(tài)及分布非常相似;圖4b 為纖維經(jīng)1500℃熱處理后C/C-SiC 復(fù)合材料的表面微觀形貌，C/C 預(yù)制體內(nèi)孔隙被SiC 基體填充，基體SiC 均包裹在C 纖維的周圍且分布較為均勻。為了了解纖維熱處理對C/C-SiC 復(fù)合材料相成分的影響，對作為典型的未處理和1500℃熱處理增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料進(jìn)行XRD 分析。

圖5 是兩種C/C-SiC 復(fù)合材料的XRD 衍射圖譜。與觀察到的微觀組織形貌一樣，未處理和1500℃熱處理纖維增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料都含有C，SiC 相，但纖維未處理的增強(qiáng)復(fù)合材料，可以觀察到殘留Si 相，而纖維經(jīng)1500℃熱處理的增強(qiáng)C/CSiC 復(fù)合材料，樣品中幾乎沒有殘留Si 存在。這是由液硅熔滲過程和C/C 預(yù)制體中微裂紋/孔的尺寸共同影響的。

圖5 C/C-SiC 復(fù)合材料的XRD 衍射圖譜Fig.5 X-Ray diffraction patterns of C/C-SiC composites

液硅熔滲反應(yīng)過程中［22］，首先是液硅最先進(jìn)入微裂紋/孔與相鄰的C 接觸后快速反應(yīng)生成SiC 細(xì)晶薄層，然后液硅繼續(xù)通過微裂紋/孔以擴(kuò)散的方式通過SiC 細(xì)晶薄層至SiC-C 界面，并與C 原子發(fā)生反應(yīng)，最終形成致密的SiC 層。因此，如圖2a 中所對應(yīng)的C/C 預(yù)制體，其微裂紋/孔尺寸較大，液相Si進(jìn)入通道反應(yīng)生成SiC 層，形成壁壘阻斷液Si 與C的直接接觸，降低孔徑中央?yún)^(qū)域液相Si 與壁壘層外面C 的反應(yīng)速率，導(dǎo)致最終在通道中有殘留Si 存在。而與圖2b 中對應(yīng)的C/C 預(yù)制體，其微裂紋/孔尺寸較小，吸入的Si 在一定的時(shí)間內(nèi)能夠與相鄰C發(fā)生較為完全的反應(yīng)，從而殘余Si 含量極低。而且SiC 衍射峰強(qiáng)度明顯高于纖維未經(jīng)熱處理增強(qiáng)的復(fù)合材料，這表明C 纖維經(jīng)熱處理后，C/C-SiC 復(fù)合材料基體中SiC 生成量明顯提高。

2.4 斷裂韌度

圖6 為SENB 法測得的位移-載荷關(guān)系曲線。從圖中可以看出，未處理和熱處理纖維增強(qiáng)的C/CSiC 復(fù)合材料都呈現(xiàn)非脆性斷裂特性，但其失效位移和承受最大載荷則有較大差別，未處理纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料的失效位移和承受載荷較小，而纖維經(jīng)熱處理后，其增強(qiáng)復(fù)合材料的失效位移和承受載荷都有不同程度的增大。

將三點(diǎn)彎曲測試中獲得的載荷最大值代入式(3)可計(jì)算出斷裂韌度KIC。圖7 所示為纖維熱處理溫度和C/C-SiC 復(fù)合材料的斷裂韌度之間的關(guān)系。由圖7 可以看出纖維熱處理能夠有效提高C/C-SiC復(fù)合材料的斷裂韌度，1200℃熱處理纖維增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂韌度最高，為7.9MPa·m1/2，與纖維未進(jìn)行熱處理的試樣相比，提高了53%，而纖維經(jīng)1500℃熱處理后，其增強(qiáng)的復(fù)合材料斷裂韌度反而下降，這與彎曲測試中載荷的變化相符。

2.5 破壞機(jī)理分析

圖8 為1200℃熱處理纖維制備的C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂時(shí)裂紋擴(kuò)展形貌。纖維增強(qiáng)復(fù)合材料的增韌機(jī)理主要有裂紋偏轉(zhuǎn)、界面脫粘，纖維橋聯(lián)及纖維拔出［23］。從圖8 中可以明顯看出由于纖維的拔出以及橋聯(lián)，造成裂紋的偏轉(zhuǎn)，這使得裂紋的傳遞需吸收更多的能量，從而提高復(fù)合材料承受載荷的能力。

圖6 SENB 法測試獲得的位移-載荷曲線Fig.6 Load-displacement curves measured from the SENB test for 2D C/C-SiC

圖7 C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂韌度與纖維熱處理溫度的關(guān)系Fig.7 Relationship between the carbon fiber heat treatment temperature and the fracture toughness of C/C-SiC composites

圖8 C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂破壞時(shí)的裂紋傳播和纖維橋聯(lián)Fig.8 The crack propagation and fiber bridging during the SENB test of C/C-SiC composites

當(dāng)裂紋從基體傳播至纖維時(shí)，纖維的橋聯(lián)作用抑制基體裂紋張開并阻止裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展。另一方面，纖維的橋聯(lián)往往伴隨著裂紋沿界面結(jié)合較弱的部位發(fā)生偏折，導(dǎo)致界面脫粘、纖維滑移和拔出，從而有效調(diào)節(jié)材料內(nèi)部的應(yīng)力分布并減少應(yīng)力在裂紋尖端的集中，因此纖維橋聯(lián)對復(fù)合材料增韌有較大作用。而纖維的拔出和橋聯(lián)則強(qiáng)烈依賴于纖維-基體界面結(jié)合強(qiáng)度［24，25］。為了更好地理解圖6 中所觀察到的“假塑性”斷裂行為，對斷口形貌進(jìn)行進(jìn)一步觀察分析。

圖9 為斷裂韌度測試破壞后的斷口微觀形貌。比較發(fā)現(xiàn):未處理纖維增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料斷口大部分為90°纖維束與基體同時(shí)斷裂，如圖9a 中區(qū)域1 所示，同時(shí)可以看到較為明顯的纖維束滑動(dòng)輪廓，形成“拔鞘”現(xiàn)象，且每一帶狀分布的纖維束內(nèi)斷面較為齊整，這是由于部分纖維束與熱解碳結(jié)合強(qiáng)度較高的緣故。在區(qū)域2 中有較長單纖維拔出，但拔出量較少。

圖9 C/C-SiC 復(fù)合材料SENB 法測試中斷口微觀形貌 (a)未處理纖維增強(qiáng);(b)1200℃熱處理纖維增強(qiáng);(c)1500℃熱處理纖維增強(qiáng)Fig.9 SEM micrographs of fracture surfaces after SENB test (a)untreated fibers reinforced;(b)1200℃heat treated fibers reinforced;(c)1500℃heat treated fibers reinforced

實(shí)際上，對于未處理纖維增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料，由于SiC 基體含量少，且主要分布在圖2a 所示的條帶狀微裂紋區(qū)和少量微孔區(qū)(其分布如圖4a所示)，這就使得相鄰條帶狀微裂紋之間的大部分C沒有與熔滲硅反應(yīng)，形成C/C 段(圖9a 中區(qū)域1)，C/C 段內(nèi)纖維基體結(jié)合較為緊密。相關(guān)文獻(xiàn)［26，27］研究表明二維C/C 復(fù)合材料的斷裂韌度約為4 ～5MPa·m1/2，這與本工作中未處理纖維增強(qiáng)的C/CSiC 復(fù)合材料的斷裂韌度結(jié)果相近(見圖7)。因此，對于未處理纖維增強(qiáng)C/C-SiC 復(fù)合材料，雖然纖維起到了橋聯(lián)作用，但纖維數(shù)量較少，同時(shí)C/C 的“拔鞘”是沿著較弱界面結(jié)合層之間傳遞，消耗能量較少，斷裂韌度不高。

對于熱處理纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料，纖維拔出形式發(fā)生變化。由于熱處理纖維增強(qiáng)的C/C-SiC 復(fù)合材料含有更多的SiC 基體，隨著纖維熱處理溫度提高，C/C-SiC 復(fù)合材料的體密度提高，其纖維-基體之間結(jié)合力也變強(qiáng)。1200℃熱處理纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料，斷裂面呈臺(tái)階狀，纖維與基體滑動(dòng)明顯，拔出較長且拔出量較大，如圖9b 中區(qū)域3 所示。這使得纖維很好地發(fā)揮了其增韌的作用，斷裂韌度最高，如圖7 所示。經(jīng)1500℃熱處理纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料，由于SiC 基體增多，且包裹在C 纖維周圍，使纖維表面與基體材料結(jié)合較為緊密，界面結(jié)合強(qiáng)度高。過高的界面結(jié)合強(qiáng)度造成纖維脫粘困難，裂紋不能有效偏折，纖維束拔出量較小，如圖9c 中的區(qū)域4 所示;同時(shí)，在液硅熔滲過程中，液硅不僅與相鄰的C基體發(fā)生反應(yīng)，同時(shí)也會(huì)與C 纖維發(fā)生反應(yīng)并損傷C 纖維表面形成反應(yīng)缺陷，降低纖維的強(qiáng)度，弱化增韌效果。另一方面，由于強(qiáng)的界面結(jié)合強(qiáng)度，或者一些0°方向的纖維軸向與裂紋傳播方向夾角小，纖維與基體不容易脫粘，受到彎曲或扭曲應(yīng)力而斷裂，如圖9c 中的區(qū)域5 所示。由于過強(qiáng)的界面結(jié)合強(qiáng)度及纖維損傷減弱纖維束的拔出以及橋聯(lián)作用，導(dǎo)致C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂韌度下降。

因此，適當(dāng)溫度的纖維熱處理有利于C/C-SiC復(fù)合材料斷裂韌度的提高，但是隨著熱處理溫度的進(jìn)一步升高，C 纖維與SiC 界面結(jié)合增強(qiáng)，并有部分C 纖維與液Si 發(fā)生反應(yīng)而受損，使得部分C 纖維的增強(qiáng)失效，從而降低材料的斷裂韌度。

3 結(jié)論

(1)C 纖維熱處理能夠有效改變C/C 預(yù)制體中微裂紋/孔的形態(tài)及分布，從而實(shí)現(xiàn)對C/C-SiC 復(fù)合材料中微觀組織結(jié)構(gòu)的調(diào)控，經(jīng)熱處理纖維制備的C/C-SiC 復(fù)合材料含有更多的SiC 基體，且基體分布較均勻，體密度提高，殘留Si 減少。

(2)適當(dāng)?shù)睦w維熱處理有利于提高C/C-SiC 復(fù)合材料的斷裂韌度，纖維經(jīng)1200℃熱處理后的C/CSiC 復(fù)合材料的斷裂韌度最高，與未經(jīng)處理的相比，提高了53%，而纖維經(jīng)1500℃熱處理后C/C-SiC 復(fù)合材料斷裂韌度則有所下降。

(3)適當(dāng)?shù)睦w維-基體界面結(jié)合強(qiáng)度有利于纖維對C/C-SiC 復(fù)合材料的增韌作用，但是當(dāng)界面結(jié)合強(qiáng)度或纖維熱處理溫度過高時(shí)，材料在斷裂過程中，相應(yīng)的能量耗散機(jī)理(如纖維-基體脫粘、裂紋偏轉(zhuǎn)、橋接等)不能有效體現(xiàn)，增韌效果不理想。

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