原位生長(zhǎng)法制備CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料*

羅清威，焦 菲，鄒祥宇，衛(wèi)學(xué)玲

(陜西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西 漢中 723001)

0 引 言

SiC陶瓷因其具有耐高溫、耐腐蝕、高強(qiáng)度、高耐磨性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于宇航、機(jī)械、化工等領(lǐng)域。但因其脆性大、沖擊韌性低、加工性能差等缺點(diǎn)大大縮小了其應(yīng)用范圍[1-4]。C/SiC陶瓷基復(fù)合材料克服了金屬材料耐溫低和密度大、陶瓷材料脆性大和可靠性差、碳材料抗氧化性能差和強(qiáng)度低等缺點(diǎn)，具有耐高溫、低密度、高比強(qiáng)、高比模、抗氧化、抗燒蝕等特點(diǎn)，可以滿足1 650 ℃以下長(zhǎng)壽命，2000 ℃以下有限壽命的使用要求，在發(fā)動(dòng)機(jī)和高超聲速飛行器上已經(jīng)得到廣泛的應(yīng)用[5-6]。近些年國(guó)內(nèi)外學(xué)者開(kāi)展了一系列C/SiC陶瓷基復(fù)合材料的研究[7-9]。Lu等[10]通過(guò)立體平板刻蝕技術(shù)成功制備了碳纖維增強(qiáng)SiC復(fù)合材料渦輪葉片，并分析了其性能。邵彬彬等[11]采用先驅(qū)體浸漬裂解法制備了短切碳纖維分散均勻的C/SiC陶瓷基復(fù)合材料，并采用分離式霍普金森壓桿裝置研究其動(dòng)態(tài)力學(xué)特性，分析了C/SiC陶瓷基復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)響應(yīng)規(guī)律和破壞形態(tài)。曹英斌等[12]對(duì)單向C/SiC陶瓷基復(fù)合材料進(jìn)行了高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，通過(guò)設(shè)置溫度，測(cè)得了兩種纖維的C/SiC材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和拉伸強(qiáng)度值。西北工業(yè)大學(xué)成來(lái)飛等[13]采用玻璃封裝技術(shù)對(duì)SiC陶瓷表面進(jìn)行改性，制備出自愈合C/SiC陶瓷基復(fù)合材料，表現(xiàn)出較好的工程性能，很好的解決了連續(xù)纖維增韌SiC 陶瓷基復(fù)合材料中碳纖維氧化問(wèn)題，延長(zhǎng)了其使用壽命。

無(wú)定形碳或無(wú)序結(jié)構(gòu)碳類(lèi)新材料擁有導(dǎo)電性、耐摩擦性、氣體可透性等優(yōu)異特點(diǎn)，薄膜狀無(wú)定型碳具有較好的潤(rùn)滑作用，是耐磨領(lǐng)域的新熱點(diǎn)[14]。目前國(guó)內(nèi)外利用無(wú)定型碳膜(CDC)對(duì)SiC陶瓷進(jìn)行改性的相關(guān)報(bào)道比較少見(jiàn)，筆者采用原位生長(zhǎng)技術(shù)在SiC表面制備無(wú)定型碳膜，設(shè)計(jì)制備一種CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料，以期改善SiC陶瓷的性能。采用激光共聚焦顯微鏡、顯微硬度儀、高溫真空摩擦試驗(yàn)儀、涂層附著力自動(dòng)劃痕儀和涂層粗糙度測(cè)量?jī)x系統(tǒng)分析SiC陶瓷表面粗糙程度對(duì)CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)及性能的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 SiC陶瓷基體預(yù)處理

實(shí)驗(yàn)采用SiC陶瓷片(廣州北龍電子材料廠生產(chǎn))為基體材料，其相關(guān)參數(shù)如表1所示。為了準(zhǔn)備不同表面粗糙程度的SiC陶瓷基體，分別采用180#、240#、400#、800#和1000#砂紙對(duì)SiC陶瓷片進(jìn)行表面處理，磨制后的SiC陶瓷表面粗糙度測(cè)試結(jié)果如表2所示。

表1 碳化硅陶瓷片參數(shù)Table 1 Silicon carbide ceramic plate parameters

表2 SiC基體表面粗糙度及標(biāo)號(hào)Table 2 Surface roughness and label of SiC matrix

磨制后的SiC表面存在較多磨制過(guò)程所殘留的細(xì)小磨屑，為了不影響后續(xù)復(fù)合相與基體相的結(jié)合強(qiáng)度，需要對(duì)SiC基體進(jìn)行清洗處理。實(shí)驗(yàn)分別采用甲醇(體積分?jǐn)?shù)10%)和無(wú)水乙醇作為清洗劑，將SiC陶瓷在超聲波清洗儀中清洗30 min。一方面利用清洗劑對(duì)污物的溶解、滲透的化學(xué)作用力；另一方面利用超聲波的空化作用的物理作用力，將表面污物層剝離。最后用去離子水反復(fù)沖洗，去除基底表面殘留的甲醇和無(wú)水乙醇，烘干備用。

1.2 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的制備

將清洗過(guò)的SiC陶瓷基片豎立狀放置在剛玉片上，采用TSK-6-14Q型管式爐進(jìn)行熱處理。于氬氯混合氣氛(Ar-8%Cl2)下在管式電阻爐中以12 ℃/min速率升至1 175 ℃，保溫2 h，為減少反應(yīng)過(guò)程中多余Cl2對(duì)環(huán)境的污染，采用NaOH溶液回收，反應(yīng)結(jié)束后隨爐冷卻制得最終樣品。隨著溫度的升高，爐內(nèi)環(huán)境中的Cl2與 SiC 陶瓷基體反應(yīng)，將 Si 原子從 SiC 中替換掉，衍生碳膜被留在基底表面，反應(yīng)產(chǎn)物SiCl4以氣體的形式移出反應(yīng)爐，其反應(yīng)方程如下：

SiC(s)+2Cl2(g)→SiCl4(g)↑+C(s)

(1)

1.3 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的性能表征

采用LSM800型激光共聚焦顯微鏡分析CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的表面狀況；TR210型涂層粗糙度測(cè)量?jī)x表征SiC陶瓷表面粗糙度；利用HV-1000型顯微硬度儀及GHF-1000E型高溫真空摩擦試驗(yàn)儀分析其工程性能；通過(guò)WS-2005型涂層附著力自動(dòng)劃痕儀分析復(fù)合材料中復(fù)合相與基體項(xiàng)的結(jié)合狀況。

2 結(jié)果與討論

2.1 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的硬度

采用HV-1000型顯微硬度儀分別測(cè)試不同基體表面粗糙度下制備的CDC/SiC復(fù)合材料顯微硬度，測(cè)試條件為載荷9.8 N，加載時(shí)間為20 s，測(cè)試結(jié)果如表3所示。

從表3可以看出隨著SiC基體表面粗糙度的增加，CDC/SiC復(fù)合材料的表面硬度逐漸增多，基體的表面狀況對(duì)復(fù)合相的硬度影響較大。文獻(xiàn)[15]指出：影響材料維氏硬度的因素主要包括材料組織結(jié)構(gòu)、測(cè)試應(yīng)力、加載速度、加載時(shí)間以及材料表面的狀況，表面粗糙度越大，測(cè)試數(shù)據(jù)的誤差越大。分析認(rèn)為出CDC復(fù)合層材料本身硬度外，在較為粗糙的SiC基體上生長(zhǎng)的CDC材料受基體表面不平整因素影響較大，所形成的CDC增強(qiáng)相表面較為粗糙，出現(xiàn)明顯的鋸齒狀和不同厚度的CDC復(fù)合層。相反在粗糙度較小的SiC基體上生長(zhǎng)的CDC材料比較平整，表現(xiàn)出硬度較大的情況。

表3 不同基體表面粗糙度下制備的CDC/SiC復(fù)合材料顯微硬度Table 3 Hardness of CDC/SiC composites prepared on different substrate surface roughness

2.2 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的摩擦學(xué)性能

采用GHT-1000E型高溫真空摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)不同反應(yīng)溫度下所制備的的 SiC-CDC涂層進(jìn)行摩擦學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試條件為：室溫、摩擦半徑為5 mm、載荷為20 N、掃描時(shí)間為25 min。測(cè)試結(jié)果如圖1所示。

圖1 不同基體表面粗糙度下所制備的CDC/SiC復(fù)合材料摩擦曲線Fig 1 Friction curves of CDC/SiC composites prepared on different substrate surface roughness

由圖1可知，不同的基體表面粗糙度下所形成的CDC/SiC復(fù)合材料在干摩擦條件下的摩擦系數(shù)與基體表面狀況存在較大的依賴性。隨著SiC陶瓷基體表面粗糙度的降低，CDC/SiC復(fù)合材料的摩擦系數(shù)逐漸變小，在W0.5時(shí)取得最小值(平均摩擦系數(shù)為0.136)(表4所示)，此時(shí)復(fù)合材料的耐磨性最強(qiáng)。分析認(rèn)為在相同的溫度下，CDC/SiC復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)差異不大，隨著SiC陶瓷基體表面粗糙度的降低，粗糙SiC基體表面形成的增強(qiáng)相沿基體形貌呈起伏不平狀生長(zhǎng)，而較為平整的SiC表面逐漸形成平整致密的連續(xù)相，摩擦系數(shù)也越來(lái)越低。

表4 不同基體表面粗糙度下制備的CDC/SiC復(fù)合材料摩擦系數(shù)Table 4 Friction coefficient of CDC/SiC composites prepared on different substrate surface roughness

2.3 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的結(jié)合強(qiáng)度

采用劃痕儀對(duì)CDC/SiC復(fù)合材料的增強(qiáng)相與基體相之間的結(jié)合強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，其結(jié)果如圖2所示。從圖2和表5可知不同的基體表面粗糙度下所形成的CDC/SiC復(fù)合材料臨界脫落載荷與基體表面狀況存在較大的關(guān)系。隨著SiC陶瓷基體表面粗糙度的降低，CDC/SiC復(fù)合材料的臨界脫落載荷逐漸變小，在W0.5時(shí)取得最小值，此時(shí)復(fù)合材料中增強(qiáng)相與基體相結(jié)合強(qiáng)度最弱。分析認(rèn)為在粗糙SiC基體表面形成的增強(qiáng)相沿基體形貌呈起伏不平狀生長(zhǎng)，與基體相呈咬合狀態(tài)，而較為平整的SiC基體相與增強(qiáng)相呈相互平行狀態(tài)復(fù)合，結(jié)合力主要靠二者之間的分子作用力，臨界脫落載荷也隨之變小。

表5 不同基體表面粗糙度下制備的CDC/SiC復(fù)合材料復(fù)合相脫落的臨界載荷Table 5 CDC/SiC composites’ critical shedding load of composite phase prepared on different substrate surface roughness

圖2 不同基體表面粗糙度下所制備的CDC/SiC復(fù)合材料劃痕曲線Fig 2 Scratch curves of CDC/SiC composites prepared on different substrate surface roughness

2.4 CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的微觀組織

采用LSM800型激光共聚焦顯微鏡分析CDC/SiC陶瓷復(fù)合材料的微觀組織，結(jié)果如圖3所示。從圖中可以看出，隨著SiC基體相表面粗糙程度的降低，CDC增強(qiáng)相的表面越來(lái)越平整致密。在較為粗糙的SiC基體上所生長(zhǎng)的CDC增強(qiáng)相表面存在較多的凸起((a)～(c))，相反較為光滑的SiC基體上所生長(zhǎng)的CDC增強(qiáng)相表面凸起數(shù)量明顯減小，趨于平整，增強(qiáng)相表面狀況受基體表面質(zhì)量影響較大。

圖3 不同基體表面粗糙度下所制備的CDC/SiC復(fù)合材料微觀形貌Fig 3 Morphology of CDC/SiC composites prepared on different substrate surface roughness

3 結(jié) 論

采用低成本原位生長(zhǎng)技術(shù)于氬氯混合氣氛(Ar-8%Cl2)下1175 ℃反應(yīng)2 h成功制備了CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料,復(fù)合材料的基體相與增強(qiáng)相結(jié)合強(qiáng)度對(duì)基體表面粗糙度依賴較大，表面較為粗糙的SiC基體上制備的CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料二者結(jié)合強(qiáng)度較大。CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料具有較好的耐摩擦性能，其干摩擦系數(shù)最小為0.136，增強(qiáng)相顯微硬度較大，但略低于基體相。原位生長(zhǎng)法有望成功制備出適合工業(yè)應(yīng)用的CDC/SiC陶瓷基復(fù)合材料。