Mullitef/SiBN結(jié)構(gòu)功能一體化材料的介電性能與力學(xué)性能

李光亞，梁艷媛

1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，北京1000952天津大學(xué) 先進(jìn)陶瓷加工技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津300072

Mullitef/SiBN結(jié)構(gòu)功能一體化材料的介電性能與力學(xué)性能

李光亞1，2，梁艷媛1

1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
2天津大學(xué) 先進(jìn)陶瓷加工技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津300072

本文利用PIP工藝制備出結(jié)構(gòu)功能一體化的透波復(fù)合材料，該材料由莫來石纖維、BN涂層和SiBN陶瓷復(fù)合而成。根據(jù)先驅(qū)體的主要特性確定了具體的實(shí)驗(yàn)參數(shù)和制備流程。所制備的復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度和壓縮強(qiáng)度分別為95.1 MPa、35.0 MPa和80.9 MPa，室溫介電常數(shù)和介電損耗分別為4.17和9.7 × 10-3，同時(shí)該復(fù)合材料還具備較低的介電常數(shù)變化率（溫度每變化100°C，介電常數(shù)變化約2.01%）。

PIP工藝；先驅(qū)體；纖維增強(qiáng)；陶瓷基復(fù)合材料

結(jié)構(gòu)功能一體化透波材料具有熱防護(hù)、承載和透波等功能，這類材料主要由Si（B）-N-O-M （金屬）等無機(jī)材料體系構(gòu)成，包括陶瓷材料和連續(xù)纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料 （Continuous Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites， CFRCMCs） 等。CFRCMCs材料體系可以利用高模量、高強(qiáng)度的增強(qiáng)纖維，通過裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維拔出和纖維橋連來實(shí)現(xiàn)內(nèi)能的消耗，從而抵抗破壞的發(fā)生，提升綜合力學(xué)性能［1-3］。CFRCMCs材料還具有高強(qiáng)度、高韌性、良好的抗熱性、低成本、可設(shè)計(jì)性等優(yōu)良性能［4-6］。

由莫來石纖維增強(qiáng)體、BN界面層和SiBN基體構(gòu)成的復(fù)合材料是一種新型的隔熱透波材料。其中SiBN基體既具有Si3N4材料的力學(xué)性能優(yōu)良、抗熱震性能良好的特點(diǎn)，同時(shí)也具備BN材料介電性能優(yōu)異、熱穩(wěn)定性良好的特點(diǎn)，對于提升材料綜合性能具有至關(guān)重要的作用。研究表明，莫來石纖維增強(qiáng)SiBN復(fù)合材料在耐熱性能以及力學(xué)性能等方面優(yōu)于傳統(tǒng)的石英纖維增強(qiáng)復(fù)合材料［7］。

到目前為止，有很多方法被用于制備CFRCMCs材料。其中，先驅(qū)體浸漬裂解法 （Polymer Impregnation and Pyrolysis， PIP） 因具備燒結(jié)溫度較低 （850°C ～ 1200°C）［8，9］、可設(shè)計(jì)性較強(qiáng)、成本低等不可替代的優(yōu)勢而成為制備CFRCMCs材料的理想方法。該方法也可以用來制備大尺寸結(jié)構(gòu)件，在工業(yè)生產(chǎn)中有較為廣泛的應(yīng)用。

本文利用PIP方法制備了莫來石纖維增強(qiáng)SiBN基復(fù)合材料 （Mullitef/SiBN）：首先對先驅(qū)體的基本性能進(jìn)行了測試，并根據(jù)所得數(shù)據(jù)最終確定了實(shí)驗(yàn)參數(shù)和工藝流程；在制備復(fù)合材料后，對材料的微觀形貌進(jìn)行了觀測，對介電性能和力學(xué)性能進(jìn)行了測試和分析。

表1　DR-960-D310型號莫來石纖維的基本性能Table 1 Properties of DR-960-D310 mullite fibers

1　實(shí) 驗(yàn)

1.1實(shí)驗(yàn)原料

纖維增強(qiáng)體為DR-960-D310型號的連續(xù)莫來石纖維，纖維的基本性能列于表1。

聚硼硅氮烷 （PBSZ） 和聚硼氮烷由中國科學(xué)院化學(xué)研究所提供，分別應(yīng)用于復(fù)合材料的基體和界面層的制備。

圖1　mullitef/SiBN復(fù)合材料的制備工藝流程Figure 1 Fabrication process of mullitef/SiBN composite: （1） The fabrics without sizing agent； （2， 3） Preparation of fiber preforms with BN coatings； （4， 5） Infiltration of SiBCN precusor； （6） Sintering of the compositions

1.2材料制備

首先去除纖維表面的上漿劑，這是為了在后續(xù)制備過程中使BN先驅(qū)體與纖維具有更好的浸潤性以及避免在制備過程中上漿劑與基體產(chǎn)生反應(yīng)。具體處理方法為：將剪裁好的纖維編織物放在干凈的沉燒板上，置于馬弗爐中；將莫來石纖維加熱至850°C保溫1 h；保溫完畢后關(guān)閉馬弗爐，隨爐冷卻至室溫，取出纖維編織物待后續(xù)工藝處理。

之后利用PIP工藝，把在聚硼氮烷先驅(qū)體中充分浸漬后的纖維布疊加體于400°C常壓N2氣氛條件下進(jìn)行固化反應(yīng)，預(yù)制備BN界面層，獲得纖維預(yù)制體。具體工藝路線如圖1 （1）、（2）、（3） 所示。

圖1 （4）、（5）、（6） 所示為Mullitef/SiBN復(fù)合材料基體的制備流程。首先將制備有BN界面層的纖維預(yù)制體在常溫下于PBSZ先驅(qū)體中充分浸漬2 h，然后將浸漬后的預(yù)制體在85°C下烘干12 h；最后將干燥后的預(yù)制體按照既定的規(guī)程進(jìn)行燒結(jié)。將上述“浸漬-裂解”的PIP工藝流程重復(fù)9次來增加復(fù)合材料的致密度，最終獲得具有良好致密度的復(fù)合材料。

1.3材料表征

使用德國Bruker AXS有限公司的D8 ADVANCE型X射線衍射儀 （XRD） 分析復(fù)合材料的相成分；使用日本日立公司的Hitachi S4800型掃描電子顯微鏡 （SEM） 觀測復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)；使用德國Netzsch公司的STA 449 F3 Jupiter?型TG-DSC分析測試儀分析先驅(qū)體的質(zhì)量變化及吸放熱情況；使用型號為Magna-IR750型 （NICOLET） 的紅外分析儀分析先驅(qū)體化學(xué)鍵的變化情況；使用安捷倫公司的N5232 型測試儀測試復(fù)合材料的介電性能。

圖2　PBSZ和聚硼氮烷的TG-DTG曲線 （N2， 10°C/min）Figure 2 TG-DTG curves of PBSZ and polyborazine precursor （N2， 10°C/min）

2　結(jié)果與討論

2.1SiBN和BN先驅(qū)體的特性

圖2 （a） 所示為PBSZ的TG-DTG曲線。由圖可知，PBSZ的裂解過程大致可以分為四部分：25°C～ 100°C、100°C ～ 400°C、400°C ～ 580°C和580°C ～ 800°C。這四部分對應(yīng)的反應(yīng)過程分別是溶劑的揮發(fā)、胺化反應(yīng)、主鏈及側(cè)基的重新排列、脫氫縮合反應(yīng)［10］。

圖2 （b） 所示為聚硼氮烷先驅(qū)體的TG-DTG曲線，由圖可以看出在整個(gè)溫度范圍內(nèi)有兩個(gè)失重較快的溫度區(qū)域，第一個(gè)溫區(qū)是從室溫到200°C，另一個(gè)溫區(qū)是200°C ～ 650°C；與此相對應(yīng)的是裂解失重過程中的兩個(gè)吸熱溫區(qū)，其吸熱峰的中心位置依次約為120°C和400°C。經(jīng)相關(guān)文獻(xiàn)查閱及分析可知聚硼氮烷的熱解過程主要是其結(jié)構(gòu)中正胺基和甲胺基發(fā)生了脫胺反應(yīng)，聚硼氮烷交聯(lián)并脫去有機(jī)基團(tuán)，最終轉(zhuǎn)化為無機(jī)物。聚硼氮烷在N2氣氛下的熱解反應(yīng)大致可分為三個(gè)階段，第一階段是室溫 ～ 400°C，在該溫度范圍內(nèi)，聚硼氮烷主要進(jìn)行脫甲胺縮合反應(yīng)，形成B、N六元環(huán)交聯(lián)產(chǎn)物，并伴有甲烷、甲胺等氣體的逸出，在400°C時(shí)聚硼氮烷中的甲胺基已經(jīng)基本全部反應(yīng)；第二個(gè)階段是400°C ～ 800°C，在這一階段進(jìn)行脫正胺基反應(yīng)，分子間環(huán)化并交聯(lián)為三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，由有機(jī)物轉(zhuǎn)變?yōu)闊o定形態(tài)的無機(jī)產(chǎn)物，剩余的少量有機(jī)碳轉(zhuǎn)變?yōu)闊o機(jī)游離碳，存在于熱解產(chǎn)物中，在后續(xù)過程中需要利用氨氣除去游離碳，裂解至800°C時(shí)已基本完成無機(jī)化過程；第三個(gè)階段為800°C ～1200°C，該階段對應(yīng)的是無定型態(tài)無機(jī)產(chǎn)物的規(guī)整化過程。

圖3　PBSZ在氨氣氣氛不同溫度下裂解產(chǎn)物的紅外圖譜Figure 3 FT-IR spectra of PBSZ precursor pyrolyzed at different temperatures under ammonia

圖3所示為PBSZ在氨氣氣氛中不同溫度下裂解反應(yīng)后的FT-IR圖譜。其中3440 cm-1為N-H鍵的伸縮振動峰，由于氮化反應(yīng)的進(jìn)行，該峰隨著裂解溫度的升高逐漸增強(qiáng)。C-H （2970 cm-1、2860 cm-1） 和Si-Me （1250 cm-1） 的吸收峰隨著溫度的升高逐漸減弱，這是由于在陶瓷化轉(zhuǎn)變過程中伴隨有胺化反應(yīng) ［如圖4中反應(yīng)式（1） 和 （2） 所示］ 和氮化反應(yīng) ［如圖4中反應(yīng)式（3） 所示］。B-N （1400 cm-1） 的振動峰無明顯變化，表明B-N鍵可能沒有參與氮化反應(yīng)。2170 cm-1處為Si-H吸收峰，可以看到從室溫到600°C峰強(qiáng)逐漸減弱直至消失，這表明在氨氣氣氛中發(fā)生了由 -NH-Si（H）Me-NH- 轉(zhuǎn)變?yōu)镸eSi （NH）3的反應(yīng)；在800°C時(shí)Si-H吸收峰重新出現(xiàn)，經(jīng)推測是因?yàn)樵诟邷丶鞍睔鈿夥障耂i-H鍵重新形成。PBSZ在不同溫度裂解后產(chǎn)物的成分如表2所示，其中對復(fù)合材料透波性能有不良影響的碳元素含量隨裂解溫度的增加而逐漸降低；在900°C氨氣氣氛下，PBSZ先驅(qū)體中的碳元素以氣態(tài)CH3NH2的形式被充分除去，從而提升了材料的介電性能。

圖4　PBSZ先驅(qū)體裂解過程中可能發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)Figure 4 Possible reactions of pyrolysis process

表2　PBSZ在氨氣氣氛不同溫度下裂解產(chǎn)物的元素構(gòu)成Table 2 Elemental composition of PBSZ pyrolysed at different temperatures under ammonia

圖5　復(fù)合材料的燒結(jié)規(guī)程Figure 5 The sintering schedule of the composite

圖6　氨氣氣氛中PBSZ裂解產(chǎn)物的XRD圖譜Figure 6 XRD spectra of PBSZ pyrolyzed at different temperatures under ammonia

圖7　BN涂層的微觀形貌圖Figure 7 SEM micrographs of BN coating

根據(jù)對先驅(qū)體進(jìn)行表征、分析所得的數(shù)據(jù)，設(shè)計(jì)了復(fù)合材料界面層以及基材的制備燒結(jié)工藝流程，如圖5所示。

2.2復(fù)合材料的相分析

圖6所示為SiBN基體的XRD圖譜。由圖可知在900°C裂解后的復(fù)合材料處于無定型非晶態(tài)。隨著裂解溫度的升高裂解產(chǎn)物的無定型化逐漸增強(qiáng)，這表明該復(fù)合材料在高溫下表現(xiàn)出較好的非晶穩(wěn)定性。近幾年的研究成果表明材料中的硼含量在5% ～ 17% 范圍內(nèi)可使材料具備良好的高溫穩(wěn)定性［12，13］，并且可以有效抑制高溫下的結(jié)晶化。本研究中900°C制備的SiBN陶瓷的硼含量為7.35 wt%，因此也具備良好的高溫非晶穩(wěn)定性。

2.3復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)分析

圖7所示為制備有BN界面層的復(fù)合材料的截面和表面的微觀形貌圖。由圖7 （a） 可以看出BN界面層的厚度大約為800 nm ～ 900 nm。在界面層表面有不規(guī)則的顆粒物，這是由制備過程中界面層的部分破壞和剝落導(dǎo)致的。由圖7 （b） 可以看到BN界面層均勻地涂覆在纖維表面，這為后續(xù)的基體制備提供了良好的弱界面。

由圖8 （a） 和 （b） 可以看到復(fù)合材料的表面均勻且無明顯的裂紋等缺陷。圖8 （c） 和 （d） 所示為材料的橫截面圖，從圖8 （c） 可以看到復(fù)合材料具有多孔結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)是由纖維間的空隙以及裂解過程中氣體的逸出所致。經(jīng)測量，該復(fù)合材料的顯氣孔率為20%、密度為1.97 g·cm-3。致密的基體 ［圖8 （d）］ 增強(qiáng)了材料的強(qiáng)度，孔隙結(jié)構(gòu)提升了材料的介電性能。

圖9所示為復(fù)合材料彎曲測試后的斷口微觀形貌圖。從圖中可以看到斷口處有明顯的纖維拔出現(xiàn)象，這表明纖維與基體之間形成了良好的弱界面，可以有效地提升纖維強(qiáng)度的留存率。在測試中隨著加載的增加，裂紋沿界面偏向與纖維軸向平行的方向，最終導(dǎo)致纖維拔出效應(yīng)。

圖8　復(fù)合材料的微觀形貌圖：（a） 和 （b） 為表面形貌；（c） 和 （d） 為截面形貌Figure 8 SEM micrographs of the composite: （a， b） surface； （c， d） cross section

圖9　復(fù)合材料彎曲測試斷口微觀形貌圖Figure 9 The fracture morphologies of the composite after bending test

2.4復(fù)合材料的介電性能

介電性能對于透波材料至關(guān)重要。應(yīng)用于雷達(dá)天線罩等部件上的透波材料必須具有低的介電常數(shù)和介電損耗以最大程度地降低波的反射和吸收。通常情況，當(dāng)頻率在0.3 GHz ～ 30 GHz范圍內(nèi)，透波材料的介電常數(shù)和介電損耗應(yīng)分別在1 ～ 4和10-1～ 10-3范圍內(nèi)［14］。本研究所制備的復(fù)合材料的常溫介電常數(shù)和介電損耗如圖10所示。在7 GHz ～ 18 GHz頻率范圍內(nèi)，介電常數(shù)和介電損耗均值分別為4.17 （ε'） 和9.7 × 10-3（tanδ），表現(xiàn)出良好的介電性能［15-17］。

圖11 （a） 所示為在7 GHz ～ 18 GHz頻率范圍內(nèi)不同溫度下復(fù)合材料的介電常數(shù)?？梢钥吹?，隨著溫度的升高介電常數(shù)呈現(xiàn)出逐漸升高的趨勢。復(fù)合材料良好的透波性能取決于溫度、頻率和介電性能三者之間的關(guān)系。一方面，通常情況下隨著溫度的升高復(fù)合材料的密度降低，導(dǎo)致極化率降低；另一方面，由于離子間結(jié)合力的降低，從而導(dǎo)致復(fù)合材料極化率增加。在本研究中，后者對材料的影響顯然大于前者，因此隨溫度的升高介電常數(shù)呈現(xiàn)上升趨勢。

圖10　復(fù)合材料的室溫介電性能曲線Figure 10 The dielectric properties of the composite at room temperature

圖11　復(fù)合材料在不同溫度、不同頻率下的介電常數(shù)曲線Figure 11 The dielectric constant of the composite at different temperature and frequency

由圖11 （a） 所示曲線可以看到介電常數(shù)在高頻下時(shí)呈下降趨勢，這是由于沿電場方向的弱連接離子 （雜質(zhì)離子和固有缺陷） 轉(zhuǎn)變所引起的熱離子極化所造成的。這類極化的形成和釋放需要一個(gè)相對較長的反應(yīng)時(shí)間 （10-6s ～ 10-2s），屬于慢極化類型。在高頻下，極化方向的改變滯后于外部電場的改變，結(jié)果導(dǎo)致介電常數(shù)隨頻率的增加而降低。

圖11 （b） 所示為復(fù)合材料介電常數(shù)均值隨溫度的變化關(guān)系，可以看到在600°C ～ 1100°C范圍內(nèi)，溫度每升高100°C，介電常數(shù)的變化率為2% 左右；但是從1100°C到1200°C介電常數(shù)則變化了10.4%，這是由于結(jié)晶度的增加以及極化率的降低所致。

不同溫度下復(fù)合材料的介電損耗 （tanδ） 隨頻率的變化關(guān)系如圖12所示。微波衰減主要是由馳豫損耗和傳導(dǎo)損耗造成的。由于馳豫損耗和傳導(dǎo)損耗，復(fù)合材料的介電損耗隨頻率的增加呈現(xiàn)減小趨勢。在低頻率 （7 GHz ～ 10 GHz） 下，介電損耗隨溫度的升高逐漸升高，這主要是由于高溫極化造成的［18-20］。當(dāng)頻率超過一定值 （如本研究中為10 GHz） 時(shí)，慢極化以及相應(yīng)的磁滯現(xiàn)象導(dǎo)致了介電損耗急劇下降并伴隨有較大幅度的波動。

圖12　復(fù)合材料在不同溫度、不同頻率下的介電損耗曲線Figure 12 The dielectric loss （tanδ） of the composite at different temperature and frequency

2.5復(fù)合材料的力學(xué)性能

本研究制備出的復(fù)合材料具有較好的力學(xué)性能。復(fù)合材料的斷裂韌性為12 MPa·m1/2，彎曲強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度和壓縮強(qiáng)度分別為95.1 MPa、35.0 MPa和80.9 MPa。

復(fù)合材料典型的彎曲強(qiáng)度-位移曲線如圖13 （a） 所示。由圖可看到應(yīng)力-位移曲線開始時(shí)為線性變化，表現(xiàn)為彈性過程；之后呈現(xiàn)非線性變化，直至達(dá)到最大彎曲強(qiáng)度 （95.1 MPa）。曲線下方所包含的區(qū)域反映出復(fù)合材料消耗了大量的斷裂能。由此可知該復(fù)合材料具有較好的斷裂韌性。

圖13 （b） 所示為拉伸試驗(yàn)過程中拉伸應(yīng)力隨時(shí)間的變化關(guān)系曲線。由圖可知材料的斷裂方式包括非彈性斷裂和韌性斷裂，這兩種斷裂方式分別是由復(fù)合材料基體的高強(qiáng)度和纖維的增韌作用所決定的。

圖13　Mullitef/SiBN復(fù)合材料的 （a） 彎曲和 （b） 拉伸測試曲線Figure 13 （a） Bending test curve and （b） tensile test curve of the mullitef/SiBN composite

3　結(jié) 論

本文利用PIP工藝成功制備了莫來石纖維增強(qiáng)SiBN陶瓷基復(fù)合材料，并對材料的微觀形貌、介電性能、力學(xué)性能進(jìn)行了表征，得到以下結(jié)論：

（1） 對透波性能有不良影響的碳元素在900°C裂解后的的含量為0.24 wt%；

（2） 在制備SiBN基體之前，成功在纖維上制備了BN界面層，為后續(xù)基體的制備提供了良好的弱界面；

（3） 制備出的復(fù)合材料致密均一，無明顯缺陷，具有孔隙率約為20% 的多孔結(jié)構(gòu)；

（4） 在斷口形貌圖中可以看到纖維拔出，這是由纖維與基體之間的弱界面造成的；

（5） 實(shí)驗(yàn)中所制備的復(fù)合材料的室溫介電常數(shù)和介電損耗分別為4.17 和9.7×10-3，介電常數(shù)隨溫度的增加呈現(xiàn)較低的增長速率。

［1］ BHEEMREDDY V， CHANDRASHEKHARA K， DHARANI LR， et al. Modelling of fiber pull-out in continuous fiber reinforced ceramic composites using finite element method and artificial neural networks［J］. Computational Materials Science， 2013， 79: 663-673.

［2］ CHEN CH， CHANG RR， JENG PH. On the fiber-bridging of cracks in fiber-reinforced composites ［J］. Mechanics of Materials， 1995， 20 （2）: 165-181.

［3］ KERANS R， PARTHASARATHY TA. Crack deflection in ceramic composites and fiber coating design criteria ［J］. Composites A， 1999， 30 （4）: 521-524.

［4］ LIU H， CHENG H， WANG J， et al. Effects of the single layer CVD SiC interphases on the mechanical properties of the SiCf/SiC composites fabricated by PIP process ［J］. Ceramics International， 2010， 36 （7）: 2033-2037.

［5］ 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.

［6］ WANG Y， CHENG H， WANG J. Effects of the single layer CVD SiC interphases on mechanical properties of mullite fiber-reinforced mullite matrix composites fabricated via a sol-gel process ［J］. Ceramics International， 2014， 40 （3）: 4707-4715.

［7］ LI B， ZHANG CR， WANG SQ， et al. Heat treatment of silica-fiber-reinforced BN-Si4N4matrix composite［J］. Refractories & Industrial Ceramics， 2007， 48 （4）: 280-283.

［8］ YANG X， HU HF， ZHANG YD， et al. Thermal shock properties of 3D-C/SiC composites prepared via polymer infiltration pyrolysis （PIP） ［J］. Ceramics International， 2014， 40 （7）: 9087-9094.

［9］ LY HQ， TAYLOR R， DAY RJ. Carbon fibre-reinforced CMCs by PCS infiltration ［J］. Journal of Materials Science， 2001， 36 （16）: 4027-4035.

［10］ BIROT M， PILLOT JP， DUNOHUES J. Comprehensive chemistry of polycarbosilanes， polysilazanes， and polycarbosilazanes as precursors of ceramics ［J］. Chemical Reviews， 1995， 95 （5）: 1443-1477.

［11］ RESCHKE S， HALUSCHKA C， RIEDEL R， et al. In situ generated homogeneous and functionally graded ceramic materials derived from polysilazane ［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2003， 23 （11）: 1963-1970.

［12］ TAVAKOLI AH， GERSTEL P， GOLCZEWSKI JA， et al. Crystallization kinetics of Si3N4in Si-B-C-N polymer-derived ceramics ［J］. Journal of Materials Research， 2010， 25 （11）: 2150-2158.

［13］ TAVAKOLI AH， GERSTEL P， GOLCZEWSKI JA， et al. Kinetic effect of boron on the crystallization of Si3N4in Si-B-C-N polymer-derived ceramics ［J］. Journal of Materials Research， 2011， 26 （4）: 600-608.

［14］ JIANG YG， ZHANG CR， CAO F， et al. Polymer derived nitride matrix composites reinforced by 2.5-dimensional silica fibre ［J］. Materials Science & Technology， 2007， 23 （7）: 880-882.

［15］ TOURY B， MIELE P， COMU D， et al. Boron nitride fibers prepared from symmetric and asymmetric alkylaminoborazines ［J］. Advanced Functional Materials， 2002， 12 （3）: 228-234.

［16］ WIDEMAN T， REMSEN EE， CORTEZ E， et al. Amine-modified polyborazylenes: second-generation precursors to boron nitride ［J］. Chemistry of Materials， 1998， 10: 412-421.

［17］ XU X， MEI S， FERREIRA JMF. Fabrication of Si3N4-SiC nano-composite ceramic through temperature-induced gelation and liquid phase sintering ［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2006，26 （3）: 337-341.

［18］ CAO F， FANG ZY， CHEN F， et al. Preparation of SiNOf/BN high temperature wave-transparent composites by precursor infiltration and pyrolysis methods ［J］. Key Engineering Materials， 2012， 508: 11-16.

［19］ COLOMBO P， MERA G， RIEDEL R， et al. Polymer-derived ceramics: 40 years of research and innovation in advanced ceramics ［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2010， 93 （7）: 1805-1837.

［20］ LI D， ZHANG C， LI B， et al. Mechanical properties of unidirectional SiBN fiber reinforced boron nitride matrix composites ［J］. Materials Letters， 2012， 68: 222-224.

The Dielectric and Mechanical Properties of Mullitef/SiBN Composite

Li Guang-Ya1，2， Liang Yan-Yuan11Science and Technology Laboratory on Advanced Composites Laboratory， AVIC Composites Center，Beijing Institute of Aeronautical Materials， Beijing 100095， China2Key Laboratory of Advanced Ceramics and Machining Technology of Ministry of Education，Tianjin University， Tianjin 300072， China

A structural-functional integrative wave-transparent material， consisted of BN coating and SiBN substrate， is synthesized through precursor infiltration pyrolysis （PIP） process. The technical parameters and procedures are obtained according to the key properties of the precursors. The composite exhibits good bending strength （～ 95.1 MPa）， tensile strength （～ 35.0 MPa） and compressive strength （～ 80.9 MPa）. Moreover the composite displays a low dielectric constant （4.17）and a low loss tangent （9.7 × 10-3） at room temperature. The composite has a low changing rate of dielectric constant （～ 2.01% per 100°C）. These results imply that the composite with excellent mechanical and dielectric properties can be an excellent wave-transparent material applied in the fields of aerospace.

PIP process； Precursors； Fiber-reinforced； Ceramic matrix composite

TB332

1005-1198 （2016） 04-0270-10

A

10.16253/j.cnki.37-1226/tq.2016.06.001

2016-06-01

2016-06-29

國家自然科學(xué)基金 （51202231）；先進(jìn)復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 （9140C440412130C44004）。

李光亞 （1990 -）， 男， 內(nèi)蒙古包頭人， 碩士研究生。E-mail: liguangya@iccas.ac.cn。

梁艷媛 （1981 -）， 女， 廣西桂林人， 高級工程師。E-mail: liangyanyuan@aliyun.com。