RTM成型工藝對(duì)Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料性能的影響

劉 偉，曹臘梅，王 嶺，徐彩虹，益小蘇

(1 北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；2 北京航空材料研究院 先進(jìn)復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；3 中國(guó)科學(xué)院 化學(xué)研究所，北京 100190)

?

RTM成型工藝對(duì)Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料性能的影響

劉 偉1，曹臘梅1，王 嶺2，徐彩虹3，益小蘇2

(1 北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；2 北京航空材料研究院 先進(jìn)復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；3 中國(guó)科學(xué)院 化學(xué)研究所，北京 100190)

采用流變儀研究了聚硼硅氮烷作為RTM樹(shù)脂的成型工藝性能，進(jìn)而采用RTM工藝成型出復(fù)合材料坯體，再經(jīng)過(guò)重復(fù)的浸漬-常壓裂解工藝制備了Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料，詳細(xì)研究了RTM成型缺陷對(duì)復(fù)合材料的厚度、密度以及力學(xué)性能等方面的影響。結(jié)果表明：聚硼硅氮烷完全滿足RTM成型工藝對(duì)流變性能的要求；RTM成型缺陷會(huì)進(jìn)一步加劇復(fù)合材料的膨脹，使復(fù)合材料的厚度明顯增大；同時(shí)會(huì)降低浸漬裂解前期復(fù)合材料的密度；最終復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度和模量均略有降低。

RTM；SiBCN陶瓷；陶瓷基復(fù)合材料；聚硼硅氮烷

連續(xù)纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料因具有高比強(qiáng)、高比模、高可靠性、耐高溫、耐燒蝕和低密度等優(yōu)異性能，具有替代金屬及其合金作為新一代高溫結(jié)構(gòu)材料的潛力，各發(fā)達(dá)國(guó)家正在競(jìng)相開(kāi)展研究[1-4]。

目前陶瓷基復(fù)合材料的制備方法主要有化學(xué)氣相滲透法(CVI)、前驅(qū)體浸漬裂解法(PIP)、反應(yīng)熔融滲透法(LSI)和漿料滲透熱壓法(SIHP)等[5]。其中，PIP法可以借鑒樹(shù)脂基復(fù)合材料成熟的成型工藝，尤其是樹(shù)脂傳遞模塑成型(RTM)工藝。樹(shù)脂傳遞模塑工藝不僅成型效率高、表面質(zhì)量好，而且可用于復(fù)雜形狀構(gòu)件的制備，被認(rèn)為是21世紀(jì)復(fù)合材料生產(chǎn)領(lǐng)域的主導(dǎo)成型工藝之一[6]。在陶瓷基復(fù)合材料制備過(guò)程中采用RTM+PIP工藝(即在第一次浸漬時(shí)采用RTM工藝，后續(xù)采用傳統(tǒng)的PIP工藝)，與全部采用PIP工藝相比，具有以下優(yōu)勢(shì)：RTM工藝浸漬更加密實(shí)，氣孔率低，可以提高浸漬效率，有利于制件的快速定型；在大尺寸、大厚度以及復(fù)雜的結(jié)構(gòu)件的成型方面更有優(yōu)勢(shì)；前驅(qū)體浪費(fèi)少，成型后整修工作量少。然而，盡管RTM工藝在樹(shù)脂基復(fù)合材料的制備方面已取得重要進(jìn)展，但在陶瓷基復(fù)合材料的制備方面處于起步階段。

在各種陶瓷基復(fù)合材料基體中，SiBCN陶瓷由于其具有較好的高溫穩(wěn)定、抗氧化和高溫蠕變等顯著的性能，受到各國(guó)研究者的廣泛關(guān)注[7-10]。1996年Nature雜志報(bào)道了Ralf Riedel 在SiBCN多元陶瓷方面的研究，報(bào)道稱該陶瓷可穩(wěn)定到2000℃[11]。Butchereit等研究了SiBCN陶瓷的氧化動(dòng)力學(xué)，結(jié)果表明：其氧化速率常數(shù)為0.059μm2/h，低于氣相沉積的SiC(0.095μm2/h)；并且樣品在1500℃空氣中氧化100h質(zhì)量只增加了0.2%[12]。Lee等在SiBCN基體中添加SiC填料，采用重復(fù)浸漬裂解工藝制備陶瓷塊體，研究表明：該陶瓷在氬氣氣氛中在經(jīng)過(guò)2000℃熱處理10h后，其抗彎強(qiáng)度依然保持356MPa[13]。然而，目前已報(bào)道的SiBCN陶瓷前驅(qū)體多為固態(tài)，熔融后黏度較大，且對(duì)潮濕的空氣敏感，不適合作為基體制備纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料，相關(guān)的研究也較少。Lee等采用含硼小分子化合物與低黏度的聚硅氮烷共混作為SiBCN陶瓷前驅(qū)體，采用PIP方法制備了Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料。初步研究表明：其室溫抗彎強(qiáng)度為255MPa，在惰性氣氛下經(jīng)過(guò)1700～2000℃高溫老化10h，強(qiáng)度明顯下降(70～43MPa)[14]。后來(lái)，他們?cè)诶w維預(yù)制體中預(yù)先混入了經(jīng)過(guò)處理的SiC填料，因此顯著提高了復(fù)合材料的高溫性能，復(fù)合材料在惰性氣氛下經(jīng)過(guò)1700℃處理10h后，其室溫強(qiáng)度保持率為96%，并呈非脆性斷裂；在1400℃，100MPa的載荷下負(fù)載60h后，其彎曲蠕變變形僅為0.25%。這些結(jié)果表明，SiBCN復(fù)合材料在超高溫結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域具有很廣闊的應(yīng)用前景[15]。然而該方法依然存在含硼小分子的低揮發(fā)性和對(duì)潮濕的空氣敏感等問(wèn)題。另外，眾所周知，RTM成型過(guò)程中引入的氣孔等缺陷對(duì)樹(shù)脂基復(fù)合材料的性能產(chǎn)生很大的影響，然而這些氣孔對(duì)陶瓷基復(fù)合材料影響的研究，鮮見(jiàn)報(bào)道。

鑒于此，本工作以中國(guó)科學(xué)院化學(xué)研究所提供的聚硼硅氮烷作為SiBCN陶瓷的前驅(qū)體，采用流變等分析手段，詳細(xì)研究了其作為RTM樹(shù)脂的成型工藝性能，進(jìn)而成型出復(fù)合材料坯體，并通過(guò)重復(fù)浸漬裂解制備Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料。并進(jìn)一步研究RTM成型缺陷對(duì)陶瓷基復(fù)合材料厚度、密度以及力學(xué)性能等方面的影響，為采用RTM工藝成型制備陶瓷基復(fù)合材料提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 主要原料

聚硼硅氮烷為橙黃色黏稠狀液體，由中國(guó)科學(xué)院化學(xué)研究所提供。分析純的過(guò)氧化二異丙苯(DCP)作為其交聯(lián)劑，購(gòu)于國(guó)藥集團(tuán)公司。碳纖維為T(mén)300級(jí)平紋炭布，型號(hào)為CF3011，購(gòu)于山東威海拓展纖維有限公司，其基本性能如表1所示，使用前經(jīng)過(guò)高溫處理除去表面上漿劑。

表1 碳纖維織物CF3011的性能

1.2 試樣制備

采用PIP法制備陶瓷基復(fù)合材料的路線圖如圖1所示。主要有預(yù)制體、RTM成型、重復(fù)浸漬和高溫裂解等步驟。首先，將碳纖維制成一定形狀的預(yù)制體，本實(shí)驗(yàn)主要是由14層二維碳纖維布疊加而成，纖維體積分?jǐn)?shù)約為50%；然后，采用RTM工藝在80℃將聚硼硅氮烷注入，并經(jīng)過(guò)120℃/4h和170℃/2h將預(yù)制體固化成型，得到復(fù)合材料坯體；而后將其放入爐子中，在氬氣氣氛中常壓高溫裂解得到半成品；最后，對(duì)半成品進(jìn)行重復(fù)的浸漬和裂解得到致密的陶瓷基復(fù)合材料。重復(fù)浸漬周期為8次，為了盡量避免對(duì)碳纖維的損傷，前期處理溫度較低，最后一次處理溫度較高，以完全轉(zhuǎn)化為陶瓷。因此，具體裂解工藝為：前7次以10℃/min的升溫速率升至800℃，保溫2h；第8次的處理溫度為1100℃，保溫2h。

圖1 采用PIP工藝制備Cf/SiBCN復(fù)合材料路線圖Fig.1 Schematic manufacturing cycle of Cf/SiBCN composites by PIP

1.3 測(cè)試與表征

流變性能測(cè)試采用TA AR2000 平板流變儀測(cè)定，平板直徑為25mm。超聲波C-掃描檢測(cè)：利用聲反射板，測(cè)量穿過(guò)被檢測(cè)試樣的聲波衰減強(qiáng)度的情況，檢測(cè)設(shè)備是USIP-12型檢測(cè)裝置，Holosonic公司“5MHz, 4”型的檢測(cè)探頭。力學(xué)性能測(cè)試：將制備的Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料裁成60mm×6mm×3mm的樣條，采用CMT6104型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行復(fù)合材料的力學(xué)性能測(cè)試，室溫三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度測(cè)試跨距/厚度比為15，壓頭速率為0.5mm/min。掃描電鏡(SEM)表征：將樣品用導(dǎo)電膠帶固定在金屬樣品臺(tái)上，真空鍍金后，采用NOVA SEM430型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡在15kV的加速電壓觀察樣品形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 聚硼硅氮烷的流變性能

RTM成型過(guò)程是液態(tài)的樹(shù)脂在高填充模具中浸滲、流動(dòng)的過(guò)程，為了能夠順利地充滿模具，對(duì)樹(shù)脂的流動(dòng)性能有嚴(yán)格的要求。一般來(lái)說(shuō)，RTM樹(shù)脂在注射溫度下的黏度越低越好，對(duì)于較大尺寸的構(gòu)件，要求黏度低于250mPa·s；其次，要求樹(shù)脂在高填充模具里的流動(dòng)黏度恒定，既不隨時(shí)間變化，也不隨空間位置變化。因此，要求RTM樹(shù)脂在較寬的溫度范圍內(nèi)具有較低的黏度，從而具有較寬的加工窗口；同時(shí)該較低的黏度能夠保持較長(zhǎng)的時(shí)間[16]。

圖2為聚硼硅氮烷的黏度-溫度曲線。從圖2可以看出，該SiBCN陶瓷前驅(qū)體室溫下為液態(tài)，黏度相對(duì)較高(20℃約800mPa·s)，隨著溫度的升高其黏度顯著下降，直到60℃后黏度逐漸趨于穩(wěn)定，在60～140℃ 范圍內(nèi)具有較低的黏度，約100mPa·s，隨著溫度進(jìn)一步升高，由于發(fā)生乙烯基聚合反應(yīng)，其黏度迅速增加，直至不能流動(dòng)。該前驅(qū)體的最低黏度滿足RTM成型要求，在較寬的溫度范圍內(nèi)保持該黏度也為復(fù)合材料成型提供較大的操作空間。

圖2 聚硼硅氮烷的黏度-溫度曲線Fig.2 The viscosity-temperature curve of polyborosilazane

為了進(jìn)一步研究聚硼硅氮烷的長(zhǎng)時(shí)穩(wěn)定性能，本工作表征了其在恒定溫度下的黏度-時(shí)間曲線，如圖3所示。從圖3可以看出，將聚硼硅氮烷恒溫在100℃時(shí)，其黏度僅能穩(wěn)定200min左右，更長(zhǎng)的時(shí)間將使其黏度迅速增加；當(dāng)將前驅(qū)體恒溫在80℃時(shí)，其黏度-時(shí)間曲線在考核的時(shí)間范圍內(nèi)(500min)一直未發(fā)生變化，說(shuō)明該SiBCN陶瓷前驅(qū)體在80℃至少穩(wěn)定500min，此時(shí)，其黏度約為100mPa·s，顯示出優(yōu)異的可加工性能，這也為成型大型、復(fù)雜構(gòu)件提供了保障。

圖3 聚硼硅氮烷的黏度-時(shí)間曲線Fig.3 The viscosity-time curves of polyborosilazane

RTM成型工藝技術(shù)的關(guān)鍵是在注射階段樹(shù)脂保持穩(wěn)定的低黏度和長(zhǎng)適用期，以減少浸潤(rùn)、浸漬和充模缺陷。本工作所采用的聚硼硅氮烷不僅具有較低的黏度，同時(shí)也具有較長(zhǎng)的適用期，能夠完全滿足RTM成型工藝要求。而且，聚硼硅氮烷較低的黏度和較長(zhǎng)的適用期也有利于后續(xù)復(fù)合材料的重復(fù)浸漬，一方面可以提高浸漬效率；另一方面，由于聚硼硅氮烷的穩(wěn)定性，可以在浸漬過(guò)程中重復(fù)使用，降低了成本。

2.2 RTM成型工藝對(duì)復(fù)合材料坯體缺陷的影響

圖4為RTM成型復(fù)合材料坯體超聲波C掃描圖。由圖4(a)可以看出，樣品CF/SIBCN-1裁去毛邊后基本無(wú)缺陷。通過(guò)控制RTM工藝，在注膠過(guò)程中引入大量氣泡，制備出具有較多缺陷的樣品CF/SIBCN-2，如圖4(b)所示，樣品中間區(qū)域存在較多的缺陷。進(jìn)一步比較兩者的密度，CF/SIBCN-1的密度為1.4729g/cm3，CF/SIBCN-2的密度為1.4679g/cm3，由于其相應(yīng)的碳纖維的含量都是一樣的，密度的差別主要取決于注入的聚硼硅氮烷含量，所以盡管密度只有細(xì)微的差別，但是反映在整塊復(fù)合材料坯體樣品中依然是較大的不同。這些差別將對(duì)后續(xù)陶瓷基復(fù)合材料的厚度和密度產(chǎn)生較大的影響。

圖4 RTM成型的復(fù)合材料坯體超聲波C掃圖(a)CF/SIBCN-1；(b)CF/SIBCN-2Fig.4 Ultrasonic-C scan images of green composites prepared by RTM process (a)CF/SIBCN-1;(b)CF/SIBCN-2

2.3 RTM成型缺陷對(duì)復(fù)合材料厚度的影響

圖5為不同復(fù)合材料坯體的厚度隨重復(fù)浸漬裂解次數(shù)的變化曲線。從圖5可以看出，兩種復(fù)合材料的厚度在前期均隨浸漬次數(shù)的增加而增加，當(dāng)浸漬4次后，復(fù)合材料的厚度不再發(fā)生變化，這主要是由于在前驅(qū)體轉(zhuǎn)化為陶瓷過(guò)程中產(chǎn)生大量的揮發(fā)物，在常壓裂解過(guò)程中沒(méi)有外力抑制使得復(fù)合材料發(fā)生膨脹；經(jīng)過(guò)幾次重復(fù)浸漬裂解后形成了連續(xù)的陶瓷基體，從而抑制了復(fù)合材料的膨脹。對(duì)比兩種復(fù)合材料的樣品厚度，可以明顯地看出，不同復(fù)合材料坯體對(duì)復(fù)合材料的厚度產(chǎn)生較大的影響，缺陷較多的樣品CF/SIBCN-2厚度增加更為明顯，其最終的厚度為3.28mm，較裂解前樣品的厚度(2.62mm)提高了25%；而樣品CF/SIBCN-1僅提高了14%(從2.61mm變?yōu)?.97mm)。這可能是由于有缺陷的樣品力學(xué)性能較差，對(duì)裂解過(guò)程中由于氣體釋放帶來(lái)的膨脹抑制作用較弱，從而更利于復(fù)合材料的膨脹。

圖5 Cf/SiBCN復(fù)合材料的厚度-重復(fù)浸漬裂解次數(shù)曲線Fig.5 The thickness-number of impregnation/pyrolysis cycles curves of Cf/SiBCN composites

2.4 RTM成型缺陷對(duì)復(fù)合材料密度的影響

圖6為不同復(fù)合材料坯體的表觀密度隨重復(fù)浸漬裂解次數(shù)的變化曲線。從圖6可以看出，兩種復(fù)合材料樣品的表觀密度均隨著浸漬次數(shù)的增加而增加；對(duì)比兩種復(fù)合材料的樣品的表觀密度，可以明顯地看出，盡管兩種復(fù)合材料坯體的密度差別較細(xì)微，但是第一次裂解后，兩者的表觀密度差別較大，有缺陷的樣品CF/SIBCN-2的密度僅為1.232g/cm3，而密實(shí)樣品CF/SIBCN-1的密度為1.301g/cm3，相比前者提高了5.6%。另外，隨著浸漬次數(shù)的增加，兩者的表觀密度逐漸接近，最終重合在一起，這也為后續(xù)的復(fù)合材料的力學(xué)性能的對(duì)比奠定了基礎(chǔ)。

圖6 Cf/SiBCN復(fù)合材料的表觀密度-重復(fù)浸漬裂解次數(shù)曲線Fig.6 The apparent density-number of impregnation/pyrolysis cycles curves of Cf/SiBCN composites

從圖6還可以看出，Cf/SiBCN復(fù)合材料的表觀密度-重復(fù)浸漬裂解次數(shù)曲線呈現(xiàn)出典型的近拋物線形狀，這與文獻(xiàn)報(bào)道的結(jié)果一致[17]。Lee等采用含硼小分子化合物與低黏度的聚硅氮烷共混作為SiBCN陶瓷前驅(qū)體，經(jīng)過(guò)16次浸漬周期后，其Cf/SiBCN復(fù)合材料的密度為1.90g/cm3，在13次浸漬周期時(shí)，其密度約為1.81g/cm3[14]。而本工作經(jīng)過(guò)6次浸漬周期后，得到的Cf/SiBCN復(fù)合材料密度可達(dá)1.86g/cm3，相比之下，浸漬效率提高了一倍以上。通過(guò)對(duì)比可以看出，本工作采用的聚硼硅氮烷具有較高的浸漬效率，更適宜作為制備Cf/SiBCN復(fù)合材料的原料。

2.5 RTM成型缺陷對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

兩種不同復(fù)合材料坯體的樣品，在10℃/min的升溫速率下經(jīng)過(guò)8次浸漬周期后復(fù)合材料的性能如表2所示。從表2可以看出，盡管兩者最終的密度沒(méi)有差別，但是密實(shí)樣品CF/SIBCN-1的抗彎強(qiáng)度和模量均高于缺陷樣品CF/SIBCN-2的相應(yīng)數(shù)值，前者的強(qiáng)度和模量分別為138.40MPa和39.73GPa，后者的強(qiáng)度和模量分別為135.58MPa和35.49GPa。

表2 Cf/SiBCN復(fù)合材料性能

兩種復(fù)合材料在三點(diǎn)彎曲測(cè)試下的載荷-位移曲線如圖7所示。從圖7可以看出，兩種復(fù)合材料CF/SIBCN-1和CF/SIBCN-2的載荷-位移曲線輪廓相似，均呈現(xiàn)出明顯的韌性斷裂模式，說(shuō)明RTM成型缺陷對(duì)復(fù)合材料的斷裂模式影響不大。

圖7 Cf/SiBCN復(fù)合材料的三點(diǎn)彎曲載荷-位移曲線Fig.7 Three-point-bending stress-displacement curves of Cf/SiBCN composites

2.6 陶瓷基復(fù)合材料的微觀形貌

圖8是CF/SIBCN-2復(fù)合材料截面經(jīng)拋光后的形貌。從圖8可以看出，復(fù)合材料中存在很多明顯的裂紋，主要出現(xiàn)在富基體區(qū)域，其形成的原因主要是前驅(qū)體在轉(zhuǎn)化為陶瓷過(guò)程中伴隨著失重和密度增加，導(dǎo)致出現(xiàn)較大的體積收縮。在后續(xù)多次重復(fù)浸漬裂解過(guò)程中，開(kāi)孔裂紋可以被慢慢填充，而閉孔裂紋由于前驅(qū)體浸滲通道被堵而不能被填充。在富纖維區(qū)域由于纖維本身基本不收縮，從而抑制了大的缺陷的產(chǎn)生，經(jīng)過(guò)重復(fù)浸漬后這些缺陷基本被填充，所以在該區(qū)域內(nèi)的裂紋較少。研究表明，在前驅(qū)體轉(zhuǎn)化過(guò)程中加入惰性填料可以起到減少體積收縮，富纖維區(qū)域的纖維相當(dāng)于惰性填料的作用。由于復(fù)合材料中存在如此多的裂紋，它們?cè)谑芰r(shí)形成應(yīng)力集中點(diǎn)，導(dǎo)致材料很容易發(fā)生破壞，從而使復(fù)合材料的力學(xué)性能偏低，這也解釋了上述研究結(jié)果。

圖8 Cf/SiBCN復(fù)合材料的拋光截面的微觀形貌Fig.8 Microstructure of a polished cross-section of Cf/SiBCN composite

圖9為陶瓷基復(fù)合材料在彎曲測(cè)試后的斷裂面的微觀形貌。從圖9可以看出，正是由于上述富基體區(qū)域裂紋的存在，在受力過(guò)程中，材料從裂紋處發(fā)生破壞，留下大塊的陶瓷基體。同時(shí)，大量的長(zhǎng)纖維被拔出，說(shuō)明基體與纖維的結(jié)合力太弱，這主要是由于缺少必要的界面層所致。纖維與基體結(jié)合力既不能太強(qiáng)也不能太弱，太強(qiáng)會(huì)導(dǎo)致基體開(kāi)裂早期纖維破壞，使復(fù)合材料變脆；結(jié)合力太弱會(huì)使增強(qiáng)纖維直接被拔出，載荷轉(zhuǎn)移作用較差，起不到增韌的效果[18]。

圖9 Cf/SiBCN復(fù)合材料斷裂面的微觀形貌Fig.9 Microstructure of a fracture surface of Cf/SiBCN composite

3 結(jié)論

(1)聚硼硅氮烷作為SiBCN陶瓷前驅(qū)體具有較佳的流變性能，在60～140℃具有較低的黏度(100mPa·s)，并且在80℃保持500min以上基本不發(fā)生變化，顯示出較好的RTM成型性能，可以滿足大型、復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的成型要求。

(2)常壓裂解過(guò)程中，受前驅(qū)體裂解釋放出小分子的影響，復(fù)合材料會(huì)發(fā)生膨脹，厚度增加。RTM成型缺陷會(huì)使這種膨脹進(jìn)一步加劇，從而使復(fù)合材料的厚度明顯增大，不利于復(fù)合材料的近凈成型加工；RTM成型缺陷也會(huì)降低前幾次浸漬裂解過(guò)程后復(fù)合材料的密度，隨著浸漬次數(shù)的增加，這種差別逐漸縮小直至消失；此時(shí)復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度和模量均有少許降低。

(3)Cf/SiBCN陶瓷基復(fù)合材料力學(xué)性能相對(duì)較低，有待于進(jìn)一步提升。

[1] NASLAIN R. Design, preparation and properties of non-oxide CMCs for application in engines and nuclear reactors: an overview [J]. Composites Science and Technology, 2004, 64(2): 155-170.

[2] 張立同, 成來(lái)飛, 徐永東. 新型碳化硅陶瓷基復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J]. 航空制造技術(shù), 2003, (1): 24-32.

ZHANG L T, CHENG L F, XU Y D. Progress in research work of new CMC-SiC [J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2003, (1): 24-32.

[3] 李偉,陳朝輝, 王松. 先進(jìn)推進(jìn)系統(tǒng)用主動(dòng)冷卻陶瓷基復(fù)合材料結(jié)構(gòu)研究進(jìn)展[J]. 材料工程, 2012, (11): 92-96.

LI W, CHEN Z H, WANG S. Progress of actively cooled ceramic matrix composites applied in advanced propulsion systems [J]. Journal of Materials Engineering, 2012, (11): 92-96.

[4] 梁春華, 李曉欣. 先進(jìn)材料在戰(zhàn)斗機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)上的應(yīng)用與研究趨勢(shì)[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2012, 32(6): 32-36.

LIANG C H, LI X X. Application and development trend of advanced materials for fighter engine [J]. Journal of Aeronautical Materials, 2012, 32(6): 32-36.

[5] 鄒世欽,張長(zhǎng)瑞,周新貴,等. 連續(xù)纖維增強(qiáng)SiCf/SiC陶瓷復(fù)合材料的發(fā)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào),2003, 17(8): 61-64.

ZOU S Q, ZHANG C R, ZHOU X G, et al. Development of SiCf/SiC continuous fiber reinforced ceramic matrix composites [J]. Materials Review, 2003, 17(8): 61-64.

[6] 何州文. 陶瓷基復(fù)合材料RTM工藝實(shí)驗(yàn)與數(shù)值模擬[D]. 西安：西北工業(yè)大學(xué)，2007.

HE Z W. Experiment and numerical simulation of RTM process in ceramic composites [D].Xi’an: Northwestern Polytechnical University, 2007.

[7] BALDUS H P, JANSEN M. Novel high-performance ceramics-amorphous inorganic networks from molecular precursors [J]. Angewandte Chemie International Edition, 1997, 36(4): 328-343.

[8] HASEGAWA Y. Preparation of polyorganoborosilazanes and conversion into ultra-high-temperature borosiliconcarbonitrides [J]. Journal of the Ceramic Society of Japan, 2006, 114(6): 480-486.

[9] ZHANG P F, JIA D C, YANG Z H, et al. Progress of a novel non-oxide Si-B-C-N ceramic and its matrix composites [J]. Journal of Advanced Ceramics, 2012, 1(3): 157-178.

[10] 李世波, 張立同.高溫新材料Si(B)CN [J]. 材料工程, 2000,(12): 39-41.

LI S B, ZHANG L T. A new high temperature material Si(B)CN [J]. Journal of Materials Engineering, 2000,(12): 39-41.

[11] RIEDEL R, KIENZLE A, DRESSLER W, et al. A silicoboroncarbonitride ceramic stable to 2,000°C [J]. Nature, 1996, 382(6594): 796-798.

[12] BUTCHEREIT E, NICKEL K G. Precursor-derived Si-B-C-N ceramics: oxidation kinetics [J]. Journal of the American Ceramic Society, 2001, 84(10): 2184-88.

[13] LEE S H, WEINMANN M, GERSTEL P, et al. Extraordinary thermal stability of SiC particulate-reinforced polymer-derived Si-B-C-N composites[J]. Scripta Materialia,2008, 59(6): 607-610.

[14] LEE S H, WEINMANN M, ALDINGER F. Processing and properties of C/Si-B-C-N fiber-reinforced ceramic matrix composites prepared by precursor impregnation and pyrolysis [J]. Acta Materialia, 2008, 56(7): 1529-1538.

[15] LEE S H, WEINMANN M. Cfiber/SiCfiller/Si-B-C-N matrix composites with extremely high thermal stability [J]. Acta Materialia, 2009, 57(15): 4374-4381.

[16] 許亞洪. RTM工藝用樹(shù)脂及“離位”RTM技術(shù)研究[D]. 北京：北京航空材料研究院，2003.

XU Y H. Research of resin used in RTM process and off position RTM technology[D].Beijing:Beijing Institute of Aeronautical Materials,2003.

[17] NECHANICKY M A, CHEW K W, SELLINGER A, et al.α-silicon carbide/β-silicon carbide particulate compositesviapolymer infiltration and pyrolysis (PIP) processing using polymethylsilane [J]. Journal of the European Ceramic Society, 2000, 20(4):441-451.

[18] KERANS R J, HAY R S, PARTHASARATHY T A, et al.Interface design for oxidation-resistant ceramic composites [J]. Journal of the American Ceramic Society, 2002, 85(11): 2599-632.

Effect of RTM Process on the Properties ofCf/SiBCN Ceramic Matrix Composites

LIU Wei1, CAO La-mei1, WANG Ling2, XU Cai-hong3, YI Xiao-su2

(1 Science and Technology on Advanced High Temperature Structural Materials Laboratory, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 2 Science and Technology on Advanced Composites Laboratory, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China;3 Institute of Chemistry, Chinese Academy of Sciences, Beijing 100190, China)

The forming process performance of polyborosilazane as RTM resin was investigated using rheometer, and the green composite preforms were further formed using RTM process, then the Cf/SiBCN ceramic matrix composites were fabricatedviarepeated impregnation-atmospheric pressure pyrolysis. Furthermore, the effect of RTM forming defects on thickness, density and mechanical properties of ceramic matrix composites was studied in detail. The results show that the polyborosilazane fully meets the requirements of RTM forming process to rheological properties. RTM forming defects will further increase the expansion of composites, and result in the obvious increase of the thickness of composites, meanwhile decrease the density of composites at the stage of pre-impregnation and pyrolysis, and finally the bending strength and modulus of ceramic matrix composites are also slightly decreased.

RTM;SiBCN ceramic; ceramic matrix composite; polyborosilazane

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.06.001

TB332

A

1001-4381(2015)06-0001-06

中航工業(yè)技術(shù)創(chuàng)新基金項(xiàng)目(2013E62136R)

2014-01-20;

2015-01-05

劉偉(1982-)，男，工程師，在站博士后，研究方向?yàn)槌邷靥沾杉捌鋸?fù)合材料，聯(lián)系地址：北京市81信箱1分箱(100095)，E-mail: liuwei82@iccas.ac.cn