SiC納米線研究進展及其應用現狀

郭楚楚，成來飛，葉 昉

(西北工業(yè)大學 超高溫結構復合材料實驗室, 陜西 西安 710072)

1 前 言

一維納米結構具有優(yōu)異的功能性，且強度明顯高于其塊體材料，作為復合材料的增強材料時具有巨大的應用潛力[1-3]。SiC納米材料在納米尺度范圍內存在表面效應、小尺寸效應、量子尺寸效應和宏觀隧道效應，因此表現出不同于常規(guī)材料的電、熱、光、磁的物理和化學性質[4-6]，被認為是制造服役于極端條件下的理想新型材料[7]。其中，SiC納米線具有更優(yōu)異的機械性能、耐熱性、抗腐蝕性以及耐高溫氧化性等[8]。這些優(yōu)異的性能使SiC納米線在陶瓷材料和復合材料的增強增韌中起到重要作用[9]，使其被廣泛應用于航空航天、核、制動系統(tǒng)等多種工業(yè)領域[10-13]。與此同時，利用SiC納米線比表面積高、導電性可調、吸收性能好等特點，可以有效地提高材料的場發(fā)射性能、電化學性能、催化性能及微波吸收性能[14-16]。

隨著研究者對高性能新型材料的追求和制備技術的日益成熟，對SiC納米線的產率、質量和性能提出了更高的要求，促進了各領域對SiC納米線的進一步深入研究。本文主要綜述了SiC納米線的基本性能及其制備方法的研究現狀，詳細介紹了SiC納米線作為增強材料應用于陶瓷材料、C基復合材料及SiC基復合材料中的研究進展，討論了SiC納米線的增強增韌機制，并展望了其未來發(fā)展方向。

2 SiC納米線

2.1 性能特征

SiC納米線在納米尺度具有傳統(tǒng)材料難以比擬的優(yōu)勢，它能夠單獨作為功能體，在改善材料場發(fā)射性能、光催化性能、電學性能和光學性能應用中發(fā)揮重要作用。

SiC材料是一種場發(fā)射性能較為穩(wěn)定的場發(fā)射陰極材料[7]。SiC納米線在場發(fā)射領域的研究開展較早，研究者們發(fā)現SiC材料的結構由單根納米線到核殼結構，再發(fā)展到納米陣列，其場發(fā)射性能逐步提升。由表1可知，SiC納米線陣列結構閾值電場較低，因此陣列結構具有更優(yōu)異的場發(fā)射性能[17-21]。

SiC納米線是一種寬禁帶半導體材料，在理論上具有良好的光電性能，有著廣泛的應用前景。SiC納米線內部普遍存在一些層狀孿晶缺陷，該孿晶缺陷能夠抑制光生電荷的復合，顯著提高SiC納米線的光催化性能[22]。由于孿晶缺陷的存在，SiC納米線表現出良好的藍綠光致發(fā)光性能[23]。如圖1所示，帶有層狀孿晶缺陷的SiC納米線在波長為435，467和572 nm處分別有3個紫外發(fā)射峰，表明該SiC納米線具有較寬的發(fā)射波長及作為光電材料的潛力[22]。

表1 不同形貌SiC納米材料的場發(fā)射性能

圖1 室溫下3C-SiC納米線的光致發(fā)光光譜(a)和SEM照片(b)[22]Fig.1 Photoluminescence spectrum (a) and SEM image (b) of 3C-SiC nanowires at room temperature[22]

SiC納米線軸向具有的較大尺度使得納米線更容易相互連接，有利于形成更完整的導電網絡，可以有效地提高導電率、降低介電損耗[24-31]。早期對于SiC納米線電學性能的研究集中在由單根納米線制成的半導體場效應晶體管[32]，近期的研究發(fā)現對SiC納米線進行表面修飾可以獲得更優(yōu)異的電學性能[33]，如Al[34]，B[4]，Pt[32]摻雜的單根SiC納米線電學性能優(yōu)異。其中，Al摻雜的3C-SiC納米線所構筑的p型半導體SiC場效應晶體管器件，空穴濃度較高，縱向光學聲子(LO)聲子帶的線寬和峰值隨著溫度升高而發(fā)生變化，有潛力被應用于新一代納米電子器件中[34]。此外，還有研究者制備了Si/SiC納米核殼結構和SiC納米管以獲得更加優(yōu)異的電學性能[29]。

2.2 制備方法

據文獻報道，制備SiC納米線的方法較多，早期多數研究者采用聚合物裂解法和碳熱還原法制備SiC納米線，隨后相繼出現了溶劑熱法[35]、微波法[36]以及模板法[37]等多種方法。本文主要介紹化學氣相沉積法、溶膠-凝膠法、碳熱還原法這3種應用最為廣泛的SiC納米線的制備方法。

2.2.1 化學氣相沉積法

化學氣相沉積(chemical vapor deposition，CVD)法是制備SiC納米材料的氣相生長法，該方法反應溫度低、組成控制性強、均勻性和重復性好[16]。CVD法的生長SiC納米材料的原理是在特定的壓力和溫度下，將硅源和碳源氣化，并通過一定流量的載氣，以適當的速度輸運至襯底表面形核和生長SiC納米材料。硅源和碳源一般采用聚合物，如聚碳硅烷(PCS)[38]、聚硅氮烷(PSZ)[39]、三氯甲基硅烷(MTS)[16]等。采用不同的先驅體(硅源和碳源)高溫裂解生長的SiC納米線形貌結構有所差異，如表2所示[22, 40-43]。

SiC納米線主要有兩種生長機制：無催化劑氣-固(vapor-solid, VS)機制及有催化劑氣-液-固(vapor-liquid-solid, VLS)機制。Liu等[44]根據VS機制在多孔石墨中成功合成了雜質含量較低、直徑約為100 nm、長度為微米尺度的SiC納米線。但在VS機制下制備納米線的過程中存在許多不可控因素，如SiC納米線的形貌、尺度、結晶方向和純凈度。VLS機制生長過程中根據金屬催化劑加載位置和類型的不同，能夠有效控制合成粒徑均勻、結晶度好、質量高的SiC納米線[45]。采用不同方式負載金屬催化劑Ni和Fe，可獲得不同長徑比的SiC納米線。Kang等[46]在單晶Si襯底上沉積Ni作為催化劑，制備出直徑約為30～50 nm、長度約為5～15 μm的SiC納米線。Attolini等[47]沉積Fe制備的SiC納米線直徑約為30～100 nm、長度約為幾十微米。圖2為采用氣相法并浸漬含Ni(圖2a和2b)或Fe(圖2c和2d)的催化劑溶液生長的SiC納米線的SEM照片，可以看出浸漬Ni催化劑生長的納米線長徑比較大，呈細長針狀；浸漬Fe催化劑制備的納米線直徑較大，形貌偏向棒狀[16]。CVD法還可以利用高溫、激光或等離子輔助等條件來促進化學反應，控制氣流速率、反應時的氣壓和襯底溫度，從而進一步在納米尺度上調控SiC納米線的形貌和微結構[48]。

表2 采用不同先驅體通過CVD法熱解制備的SiC納米材料的形貌結構

圖2 采用不同催化劑生長的SiC納米線的SEM照片[16]：(a, b)NiCl2·6H2O;(c, d)Fe(NO3)3·9H2OFig.2 SEM images of SiC nanowires grown with different catalysts[16]: (a, b) NiCl2·6H2O; (c, d) Fe(NO3)3·9H2O

2.2.2 碳熱還原法

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圖3 采用碳熱還原法制備SiC納米線的生長機制示意圖[52]Fig.3 Schematic of growth mechanism of SiC nanowires prepared by carbon thermal reduction method[52]

碳熱還原法實用且便捷，易于實現工業(yè)化生產，近年來被廣泛應用于制備SiC納米線。由于其原材料成本低、工藝簡單、產量高而受到研究者們的青睞[49]。自20世紀80年代以來，研究者們一直在探索在Si-C-O體系中形成SiC的熱力學問題，研究發(fā)現碳熱還原反應發(fā)生的理論溫度在1500 ℃左右。SiO和CO氣相的快速形成[50]及SiC晶粒的成核是影響基于碳熱還原法制備SiC納米線的關鍵因素[51]。圖3為碳熱還原法制備SiC納米線的生長機制示意圖，高溫下Si-C-O反應體系形成氣態(tài)SiO和CO的中間體，通過非均相成核形成SiC微晶，最終反應生成SiC納米線[52]。碳熱還原法生長納米線的原料主要為硅源與碳源，其取材十分廣泛。圖4為采用硅粉和酚醛樹脂在1350 ℃保溫2 h合成的大量超長的SiC納米線，可以觀察到其直徑均勻，長徑比較大，內部存在一定的孿晶缺陷[53]。研究者通常采用高速球磨混合硅源與碳源[53]，或采用石墨坩堝、基片來提供碳源反應合成SiC納米線[54]。傳統(tǒng)加熱方法為電阻爐加熱，近年來也有一些研究者選擇采用微波加熱法[55]來制備SiC納米線。表3為采用不同硅源和碳源通過碳熱還原法制備的SiC納米線的形貌結構，可以看出碳熱還原法制備的SiC納米線產量較大，但形貌可控性較差、內部缺陷較多，表面通常覆有氧化物非晶層。合成時采用的硅源與碳源尺度越小、混合越均勻，反應生成的SiC納米線質量越高。

圖4 采用硅粉和酚醛樹脂在1350 ℃下保溫2 h合成的SiC納米線的SEM照片(a，b)和TEM照片(c)[53]Fig.4 SEM images (a, b) and TEM image (c) of SiC nanowires prepared at 1350 ℃ for 2 h with silicon powder and pheolic resin[53]

Silicon sourceCarbon sourceCatalystMorphology and structureRef.Silicon, silicaGraphiteNickel powdersLarge scale SiC nanowires with SiC coreand SiOxshell[56]Silicon powderAnthracite fines, starch powder,or guar gum powderFeSO4Clusters are grown on the raw material,cotton-like,core-shell structure[57]Silica xerogelsCarbon nanoparticlesNiSO4·6H2OThe pearl-chain-like SiC nanowiresformed on the surface of Ni[58]Silica fumePhenolic resin—The SiC nanowires with SiO shell on the surfaceform a network structure[59]Rice husk silicaPhenolic resin—The SiC nanowires orientation is messy,with SiO2 shell[60]

2.2.3 溶膠-凝膠法

溶膠-凝膠法(sol-gel method)是由含高化學活性組分的化合物所生成的均勻穩(wěn)定的溶膠，經過凝膠過程和熱處理，獲得所需納米無機前體材料。采用溶膠-凝膠法能夠在分子及原子尺度均勻混合硅源和碳源，改善機械混合帶來的問題。SiC納米線主要通過溶膠-凝膠過程制備出含碳和硅的凝膠，隨后再結合碳熱還原法或氣相生長法生成。在研究初期，凝膠的制備通常采用蔗糖和正硅酸乙酯為原料，在不同溫度下制備SiC納米線[61]。研究表明，在制備凝膠的碳源中或溶膠-凝膠過程中添加的金屬鹽對SiC納米線的形貌有非常重要的影響。Yu等[62]采用碳粉-SiO2混合凝膠，以CeO2為催化劑通過碳熱還原法獲得了SiC-SiO2核殼結構納米線。Hao等加入La(NO3)3·6H2O作為生長助劑，制備出竹節(jié)狀[63]和珠鏈狀[64]SiC納米線。圖5為通過溶膠-凝膠法制備的SiC納米線的SEM照片，納米線內部存在位錯及孿晶缺陷，但具有較好的宏觀取向性和結晶度[32]。

圖5 溶膠-凝膠法制備的SiC納米線的SEM照片[32]Fig.5 SEM images of SiC nanowires prepared by sol-gel method[32]

表4為3種SiC納米線制備方法的比較，可以看出CVD法生長的SiC納米線長徑比小、結晶率高，但產率較低、工藝過程復雜、可控性差。碳熱還原法和溶膠-凝膠法制備SiC納米線，具有產率高、成本低、工藝選擇性多等優(yōu)勢，但碳熱還原法制備的納米線雜質較多, 溶膠-凝膠法制備的納米線易產生缺陷。目前針對SiC納米線的制備工藝、微觀結構、生長機理以及性能等方面的研究還需要繼續(xù)深入，力求在未來能夠實現對SiC納米線生長的多尺度調控。

表4 幾種SiC納米線制備方法的比較

3 SiC納米線在陶瓷材料中的應用

眾所周知，陶瓷材料以其優(yōu)異性能廣泛應用于各個領域，但其固有的脆性阻礙了其推廣和應用[65]。因此，SiC納米線作為增強增韌材料在陶瓷材料中具有較好的應用前景。隨著電子科學技術的發(fā)展和電子技術在高頻領域的廣泛應用，SiC納米線改性的陶瓷材料在電磁吸波等領域也極具發(fā)展?jié)摿66-68]。

3.1 Si基陶瓷材料

由于物化性質的匹配，SiC納米線較早應用于Si基陶瓷材料的性能優(yōu)化中。多孔SiC陶瓷,作為一種Si基多孔陶瓷材料，由于其優(yōu)異的力學性能和化學穩(wěn)定性受到了廣泛關注。Zhu等[10]以PCS作為多孔陶瓷的粘結材料和納米線生長的先驅體，在多孔SiC陶瓷通道中原位生長β-SiC納米線，制備的陶瓷材料具有大的比表面積，有潛力成為力學性能優(yōu)良的復合材料的預制體。Yoon等[69]利用VLS生長機制，通過調節(jié)不同先驅體含量生長SiC納米線，使材料形成了獨特的納米孔結構，同時具有較高的比表面積和機械完整性。

圖6 不同退火溫度和二茂鐵含量下制備的多孔SiOC陶瓷的SEM照片[15]Fig.6 SEM images of porous SiOC ceramics under different synthesis conditions[15]

圖7 電磁波在富碳SiC納米線/Sc2Si2O7陶瓷中的耗散路徑示意圖[75]Fig.7 Schematic of the dissipation route of electromagnetic waves in the C-rich SiC nanowires/Sc2Si2O7 ceramics[75]

3.2 超高溫陶瓷材料

超高溫陶瓷材料在高超聲速飛行器和大氣再入飛行器的應用中發(fā)揮著重要作用。然而，脆性使陶瓷材料難以適應復雜的應力應用環(huán)境。SiC納米線的引入能夠提高材料的斷裂韌性和抗彎強度[76]，但SiC納米線在陶瓷粉末中出現的團聚現象將顯著削弱材料的力學性能。為了解決這一問題并提升材料的力學性能，Li等[77]采用溶膠-凝膠法在多孔ZrB2/ZrC/SiC粉體孔隙中生長SiC納米線，使其作為多孔超高溫陶瓷材料的增強材料。Zhong等[78]采用聚合物前驅體裂解制備了單晶SiC納米線改性的超高溫陶瓷材料雜化粉體，單晶SiC納米線的生長遵從VLS機制，可用于增強超高溫陶瓷材料的力學性能。還有研究者以乙炔、炭黑和硅為原料，在高溫下將SiC納米線引入Al2O3基體中，提高了材料的彈性模量、斷裂能以及與基體的結合力，使其彎曲強度和斷裂韌性顯著提高[79]。

4 SiC納米線在復合材料中的應用

在研究中測得單根SiC納米線的楊氏模量為610～660 GPa，最大彎曲強度為53.4 GPa[80]，斷裂伸長率為200%。因此，SiC納米線作為良好的增強材料，具有高強度和形態(tài)可設計性。將其應用于復合材料及涂層領域，能夠有效提升材料的機械性能與功能性[81]。

4.1 SiC納米線對C/C復合材料的性能優(yōu)化

C/C復合材料是一種采用碳纖維增強碳基體的連續(xù)纖維織物增強復合材料[82]。C/C復合材料在2000 ℃以下具有優(yōu)異的力學性能[83]，且其密度低、熱穩(wěn)定性高，可用作航空航天領域的結構材料。由于碳材料易被氧化，當使用溫度超過450 ℃時，C/C復合材料的應用會受到限制[84]。防止其氧化的一種有效方法就是在C/C復合材料上制備硅基陶瓷涂層。然而，陶瓷涂層和C/C基體之間的熱膨脹系數(CTE)不匹配會導致裂紋的形成，加劇材料的氧化[85]。為了減小陶瓷涂層的裂紋尺寸，提高其抗氧化和抗熱震性能，研究者們將SiC納米線引入涂層材料中[86-88]。

4.1.1 抗氧化性能

SiC納米線可在高溫下生成玻璃狀SiO2，從而提高復合材料的抗氧化性能[89]。玻璃狀SiO2納米線由于具有低粘度和良好的流動性，故可用于密封涂層中的裂縫。引入SiC納米線的硅基陶瓷涂層，如SiC[90]、SiC-Si[91]、MoSi2-SiC[92]、CrSi2-SiC[93]和MoSi2-CrSi2-SiC-Si[94]，都可以提高C/C復合材料的抗氧化性能。此外，SiC納米線也可被用作增強材料來提高C/C復合材料的強度和韌性[80]。

研究表明，涂層的失效一般是由于玻璃層的揮發(fā)和涂層中的微孔所導致的，而SiC納米線的引入可以有效減小涂層在室溫和高溫之間熱循環(huán)后產生的微裂紋的尺寸[76]。由于SiC納米線具有橋接和拉拔的增韌機制，能夠有效減輕熱應力引起的損壞，提高涂層韌性[95]。Huo等[96]采用電泳沉積(EPD)法將SiC納米線和CNTs薄膜共沉積在C/C復合材料涂層上，對涂層進行改性，減小 微裂紋。不同形貌的SiC納米線和CNTs有利于提高C/C復合材料與SiC涂層之間的結合力。SiC納米線和CNTs的添加有助于形成連續(xù)的SiO2玻璃層，提高材料抗氧化性能。由圖8a～8c可觀察到直線形、梭形和竹節(jié)形的SiC納米線，以及直的和卷曲的CNTs，它們相互交錯堆疊，形成大量孔隙，有利于硅的流動。由圖8d可以看到無SiC納米線和CNTs包覆的C/C復合材料抗氧化能力較差。此外，在涂層中加入SiC納米線和CNTs后，C/C復合材料的失重率可顯著降低。Qiang等[97]采用CVD法原位生長制備了SiC納米線增韌SiC涂層，SiC涂層的斷裂韌性由于SiC納米線的微裂紋釘扎和偏轉而顯著提高，進而消除了SiC涂層的裂紋缺陷，提高了SiC涂層的抗氧化性能。Zhang等[98]將SiC納米線填充進多孔MoSi2-WSi2-SiC-Si多相陶瓷中，高溫反應形成的SiO2玻璃層抑制了MoSi2和WSi2的氧化，降低了MoO3和WO3的生成概率。SiC納米線填充的涂層中的微孔數量遠小于熱沖擊后的微孔數量，從而使得材料的抗氧化性能顯著提升。

圖8 電泳沉積法共沉積SiC納米線和CNTs后復合材料的SEM照片(a～c)和復合材料暴露于空氣時重量損失百分比的變化(d)[97]Fig.8 SEM images of the specimen after the co-deposition of SiC nanowires and CNTs by electrophoretic deposition method for 120 s (a～c) and variation in weight losses percentage of the SiC coated C/C composites during being exposed to the atmosphere (d)[97]

4.1.2 抗熱震、燒蝕性能

涂層與基體之間CTE的差異會導致C/C涂層抗熱震性能不佳，在經歷了多次高溫和室溫熱循環(huán)后，出現開裂、剝落甚至失效的現象[85]。為了改善這種現象，在涂層中引入SiC納米線等納米材料能夠提高涂層與基體之間的結合力，改善涂層抗熱震性能[99]。為了解決涂層與基體的CTE失配帶來的問題，Ge等[100]將C/C基體與通過CVD法得到的SiC納米線結合進行爆破處理，有效地緩解了C/C基體與SiC涂層CTE不匹配的問題，從而提高了SiC涂層在燃燒環(huán)境中的抗熱震性能。Huang等[76]采用水熱電泳沉積和脈沖電弧放電沉積兩步法將SiC納米線引入莫來石涂層中，大大提高了涂層的抗熱震性能，該涂層可在1500 ℃下的空氣中氧化235 h。為了獲得更優(yōu)異的性能，Li等[87]在CVD工藝前對C/C復合材料和SiC納米線進行輕度氧化，使涂層的微裂紋減少，該材料在室溫到1200 ℃之間具有更好的抗熱震性能，斷裂韌性以及與C/C復合材料的附著力分別提高了73.1%和93.5%。

C/C復合材料在高溫下的抗燒蝕性差也是其在應用中面臨的主要問題[101]。在C/C復合材料上涂覆ZrB2-SiC超高溫陶瓷涂層也能夠有效提高C/C復合材料的抗燒蝕性[102]。Zhang等[103]的研究表明，引入SiC納米線可以有效緩解ZrB2-SiC涂層與基體之間CTE不匹配的問題，使得涂層與基體之間結合更緊密，提高其粘結強度，在熱沖擊下涂層難以剝落。

4.1.3 力學性能

與其他纖維增強材料相似，由于纖維與基體結合強度低且碳基體本身固有的剪切強度低，導致C/C復合材料易在水平層間剪切應力作用下失效[104]，限制了C/C復合材料在各種加載條件下的應用[105]。引入SiC納米線能夠提高C/C復合材料的層間強度和各項力學性能，從而改善這一問題。

Shi等[106]研究表明，由于SiC納米線在界面釘扎使得裂紋沿界面的擴展受到阻礙和偏轉，從而提高界面剪切強度。Guo等[107]采用溶膠-凝膠法和化學氣相滲透(CVI)法，在碳纖維預制體中生長SiC納米線，制備了微米/納米復合增強碳纖維-SiC納米線/熱解炭(Cf-SiCnw/PyC)復合材料。由于碳纖維和SiC納米線的橋接及拉拔，以及纖維/基體界面的增強使得復合材料的層間剪切強度提高了78%。然而由于SiC納米線僅存在于夾層中，在三維空間中分布不連續(xù)，極大地限制了SiC納米線在復合材料中的增強效果。Shen等[108]采用CVD法在碳纖維布上原位生長SiC納米線，并將其堆疊成二維碳預制體，使C/C復合材料層間剪切強度提高了32%。Fu等[109]在碳纖維表面直接引入原位生長的SiC納米線，由于SiCnw/PyC微球的橋接作用和SiC納米線的拉拔作用，使得C/C復合材料的抗彎強度和層間剪切強度分別提高了131%和68%，剪切應變提高了近兩倍。由圖9可知，碳纖維與PyC基體間形成的SiC納米線橋接，可在界面產生牽引力，抑制界面的脫粘，從而提高載荷傳遞效率。此類SiC納米線可作為PyC基體的二次增強劑，提高其粘結強度，改善層間剪切性能。此外，在碳纖維布上原位生長SiC納米線會對碳纖維造成一定程度的損傷，導致復合材料的力學性能明顯下降[110]。

圖9 復合材料層間剪切斷口形貌[109]:(a)Cf/PyC；(b)Cf-SiCnw/PyC，(c)圖9b中碳纖維和SiCnw橋接的拔出，(d)圖9b中SiCnw的拔出Fig.9 Morphology of interlaminar shearing fracture of the composites[109]: (a) Cf/PyC； (b) Cf-SiCnw/PyC, (c) the pull-out of carbon fibers and SiCnw bridging in Fig.9b, (d) the pull-out of SiCnw in Fig.9b

4.2 SiC納米線對SiC基復合材料的性能優(yōu)化

碳纖維增強的SiC基復合材料(Cf/SiC)具有優(yōu)異的力學性能和熱性能，適用于多種工業(yè)應用領域[111-113]。為了進一步提高Cf/SiC復合材料的機械性能[114-116]、抗氧化性能[117-119]和電磁屏蔽性能[120]，研究者們通過在SiCf/SiC[121]和Cf/SiC[122]復合材料中引入SiC納米線來實現這一目標。

雖然在Cf/SiC復合材料中引入碳纖維可以很容易地提高塊狀SiC陶瓷的斷裂容限，但SiC基體仍表現出與塊狀基體相似的脆性行為[123]。為了改善這一問題，Pei等[81]采用二茂鐵催化劑浸漬PCS前驅體，經高溫裂解，在碳纖維預成型件中制備了六邊形SiC納米線。與不含SiC納米線的復合材料相比，其抗彎性能提高了92%。因此增強纖維材料的界面設計和原位生長SiC納米線對于復合材料的改性是十分必要的。Zhao等[124]研究表明，SiC納米線的引入可加速復合材料的致密化過程，減小孔隙大小，提供更大的比表面積。與傳統(tǒng)Cf/SiC復合材料相比，引入SiC納米線的SiC基復合材料具有更高的密度和抗彎強度。He等[125]在半致密Cf/SiC復合材料上原位生長SiC納米線和PyC層后，采用CVI法沉積SiC基體，得到基體改性的Cf/SiC-SiCnw/PyC和Cf/SiC-SiCnw復合材料。研究結果表明，SiC納米線在室溫下對Cf/SiC復合材料的力學性能有較強的增強作用，引入SiC納米線的復合材料的抗彎強度提高了29.2%，高溫下抗彎強度提高了8%，斷裂韌性提高了94.3%。SiC納米線對基體的改性機理主要是因為其填充了材料內孔隙，使材料致密度提高，且納米線的橋接阻礙了裂紋的擴展。圖10為不同復合材料斷口形貌的SEM照片[125]，由圖10g可觀察到Cf/SiC復合材料中由于應力集中在孔隙周圍，導致基體存在的大量裂紋，加快了材料的失效速度。由圖10a～10d可以看到在Cf/SiC-SiCnw/PyC復合材料中，納米線在纖維裂紋間隙形成了橋接；由圖10e和10f可以看到SiC納米線存在于孔隙邊緣，當裂紋從基體向纖維束傳播時，尖端張力會使SiC納米線拉出。

圖10 不同復合材料斷口形貌的SEM照片[125]Fig.10 SEM images of fracture surface of different composites[125]: (a～d) Cf/SiC-SiCnw/PyC, (e, f) Cf/SiC-SiCnw, (g) Cf/SiC

在高溫氧化環(huán)境下，復合材料中容易形成較寬且相互連接的裂紋，繼而引發(fā)碳相氧化和微裂紋擴展，氧化氣體通過裂紋進一步使復合材料失效。Prakash等[126]將SiC納米線嵌入SiC基體中及碳纖維表面上。在氧化環(huán)境下，復合材料中形成了大量的SiO2，提升了SiC基復合材料的抗氧化性能。且在較低的氧化溫度下，分布在碳纖維表面和致密SiC基體中的SiC納米線，能夠修復微裂紋，保持復合材料的完整性。

SiCf/SiC復合材料具有良好的高溫強度、熱化學穩(wěn)定性和輕質特性，是高溫微波吸收材料的理想選擇[127-129]。然而，由于其電導率低、介電常數相對較低以及極化機理單一等原因也會導致電磁波吸收性能不佳。將SiC納米線引入SiCf/SiC復合材料中，能夠有效提高復合材料的導電率和介電損耗，從而提高其微波吸收性能。Han等[130]在SiC纖維表面原位生長SiC納米線，成功制備了SiCf/SiC-SiCnw復合材料。當溫度為600 ℃，厚度為2.5 mm時，在11.4 GHz時SiCf/SiC-SiCnw復合材料的反射損耗(RL)值達到-47.5 dB，頻帶寬度為2.8 GHz。這主要是由于多種反射和導電網絡的協(xié)同作用使得該復合材料具有良好的微波吸收性能。綜上，SiC納米線的引入使得SiCf/SiC復合材料表現出更好的高溫微波吸收性能。

5 結 語

隨著航空航天、核、制動系統(tǒng)等多種工業(yè)領域的發(fā)展，微納材料在高性能結構材料的應用中發(fā)揮著越來越重要的作用。SiC納米線作為一維納米材料，兼具優(yōu)異的機械性能與功能性，在陶瓷材料、復合材料和涂層材料等領域應用廣泛。

然而現階段SiC納米線的制備仍存在許多難以避免的問題，如生長可控性差、內部缺陷較多等。在SiC納米線的應用方面，其在基體中的分布狀態(tài)是影響材料結構與性能的關鍵因素。傳統(tǒng)的機械混合難以使其在基體中實現勻相分布，現有的原位自生技術也難以達到精確控制，同時還面臨著產量低、自身缺陷多等問題。因此，無論是直接生長還是在基體上生長SiC納米線，均需要一種可控性更強的制備方法來獲得高產量、高質量的SiC納米線。如通過精確加載催化劑，實現催化劑的可控分布，進一步結合現有的制備方法來達到定位生長納米線的目標，即實現納米線在基體內部均勻分布的同時，又使納米線具有更高的質量。這將是未來SiC納米線制備及應用的發(fā)展方向。