SiC復(fù)合陶瓷增韌研究現(xiàn)狀

王雯龍 陳 剛 王紅杰 劉 凱

中國(guó)兵器科學(xué)研究院寧波分院 浙江寧波 315000

SiC陶瓷材料來(lái)源廣泛且易于工業(yè)化生產(chǎn)，具有優(yōu)良的力學(xué)性能以及良好的耐磨損特性，被廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工、機(jī)械密封、軍事等領(lǐng)域［1-4］。但SiC是共價(jià)鍵結(jié)合的化合物，缺少獨(dú)立的滑移系統(tǒng)，斷裂韌性較低，極大地限制了其在眾多領(lǐng)域的應(yīng)用［5-9］。因此，研究者針對(duì)SiC陶瓷斷裂韌性的提高做了大量研究，通過(guò)在SiC基體中引入增強(qiáng)相，可有效改善其韌性不足的問(wèn)題。

陶瓷基體的增韌主要依靠尺寸效應(yīng)減少缺陷、利用復(fù)合效應(yīng)加大裂紋的擴(kuò)展阻力而實(shí)現(xiàn)。目前增強(qiáng)相主要包括傳統(tǒng)的顆粒、晶須和纖維，以及新興的低維納米增強(qiáng)材料（碳納米管和石墨烯）。其中，纖維對(duì)SiC基體的增韌效果最為優(yōu)異，但其制備工藝較為復(fù)雜，因此僅用于航空航天、原子能工業(yè)和國(guó)防工業(yè)等尖端領(lǐng)域［10-12］；晶須和低維納米增強(qiáng)材料具有較好的增韌效果，微量添加即可使SiC基體力學(xué)性能有較大的提升，是當(dāng)前增強(qiáng)SiC復(fù)合材料的主要研究方向［13-16］；顆粒增韌具有成本低、易分散、制備工藝簡(jiǎn)單以及可同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性等優(yōu)點(diǎn)，早已在工業(yè)領(lǐng)域?qū)崿F(xiàn)大規(guī)模應(yīng)用［17-19］。隨著納米顆粒制備工藝的成熟和原位增韌技術(shù)的發(fā)展，顆粒增韌SiC陶瓷復(fù)合材料仍具有重大的研究意義與研究?jī)r(jià)值［20-23］。因此，在本文中將重點(diǎn)介紹近年來(lái)不同種類增強(qiáng)相增韌SiC復(fù)合陶瓷材料的研究現(xiàn)狀，并對(duì)影響各類增強(qiáng)相增韌效果的主要因素進(jìn)行討論。

1 顆粒增韌SiC陶瓷

顆粒作為增強(qiáng)相對(duì)SiC陶瓷的增韌又可分為燒結(jié)助劑增韌和顆粒彌散增韌。

1.1 燒結(jié)助劑增韌SiC陶瓷

燒結(jié)助劑在一定溫度下可與SiC表面的SiO2發(fā)生共晶反應(yīng)形成適量的助燒熔體，能有效降低SiC陶瓷的燒結(jié)溫度，提高燒結(jié)致密度。由于輔助燒結(jié)的液相冷卻后以玻璃相的形式殘留在晶界處，導(dǎo)致界面結(jié)合較弱，裂紋擴(kuò)展發(fā)生偏轉(zhuǎn)，表現(xiàn)出沿晶斷裂的模式，進(jìn)而提高復(fù)合材料的斷裂韌性［24-29］。

Mulla等［30］在1991年首次發(fā)現(xiàn)Al2O3和Y2O3作為燒結(jié)助劑可在較低溫度下完成SiC陶瓷的燒結(jié)，且SiC陶瓷的強(qiáng)度和韌性都有一定的提升。隨后研究者發(fā)現(xiàn)Al2O3和稀土氧化物作為燒結(jié)助劑（包括Al2O3-La2O3、Al2O3-CeO2、Al2O3-Er2O3等［27］）均可使SiC陶瓷燒結(jié)致密，且材料斷裂韌性可達(dá)到4 MPa·m1／2。

但燒結(jié)助劑殘留的玻璃相表現(xiàn)為脆性且硬度較低，一定程度上降低了材料的硬度及抗彎強(qiáng)度。研究者期望對(duì)殘留玻璃相的強(qiáng)度和形貌進(jìn)行調(diào)控，使燒結(jié)助劑對(duì)SiC陶瓷力學(xué)性能的不利影響最小，因此燒結(jié)助劑由原先的二元組分向三元組分甚至四元組分發(fā)展。Eom等［31］采用Al2O3-Y2O3-CaO三元燒結(jié)助劑無(wú)壓液相燒結(jié)SiC陶瓷，試樣致密度可達(dá)97%，斷裂韌性達(dá)到5.3 MPa·m1／2，硬度、抗彎強(qiáng)度分別能達(dá)到29.1 GPa和628 MPa。

張龍［32］以BaO-Al2O3-Y2O3為燒結(jié)助劑，在無(wú)保護(hù)氣氛下無(wú)壓燒結(jié)制備了性能優(yōu)異的SiC陶瓷，其體積密度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別達(dá)到3.14 g·cm-3、520 MPa和6.7 MPa·m1／2。燒結(jié)完成后助劑熔體大多以鋇長(zhǎng)石晶體（BAS）的形式析出，與傳統(tǒng)燒結(jié)助劑的析出相不同，BAS強(qiáng)度較高且具有一定的長(zhǎng)徑比，避免了對(duì)SiC陶瓷力學(xué)性能的降低。Hyun-Min等［33］提出了Al2O3-Y2O3-MgO-CaO四元燒結(jié)助劑，研究了燒結(jié)溫度對(duì)新型四元添加劑燒結(jié)SiC陶瓷力學(xué)性能和熱學(xué)性能的影響，1 800℃下SiC陶瓷致密度、斷裂韌性、硬度、彎曲強(qiáng)度分別可達(dá)到98.8%、5.2 MPa·m1／2、29.3 GPa、347 MPa，室溫下的熱導(dǎo)率為83 W·m-1·K-1。

1.2 顆粒彌散增韌SiC陶瓷

顆粒彌散增韌陶瓷是將第二相顆粒引入到陶瓷基體中，使其彌散分布起到增韌陶瓷基體的方法。顆粒均勻分布于陶瓷基體內(nèi)可有助于細(xì)化晶粒，且當(dāng)主裂紋擴(kuò)展遇到彌散顆粒時(shí)，由于顆粒的釘扎效應(yīng)，裂紋尖端會(huì)產(chǎn)生彎曲，提高斷裂能，從而提高試樣的韌性。除此之外顆粒與基體間熱膨脹系數(shù)、彈性模量不匹配以及燒結(jié)過(guò)程中顆粒的相變所產(chǎn)生的應(yīng)力均可導(dǎo)致裂紋的偏轉(zhuǎn)，進(jìn)而對(duì)SiC基體起到增韌作用。目前顆粒彌散增韌陶瓷的機(jī)制主要有：微裂紋、裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋橋連、熱膨脹失配和應(yīng)力誘導(dǎo)裂紋區(qū)等［34-38］。

韓凌鋒等［39］以Al2O3-Y2O3為燒結(jié)助劑，研究了亞微米TiC含量對(duì)SiC基體力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：隨著TiC含量的增加，逐漸形成了連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，復(fù)合陶瓷各項(xiàng)力學(xué)性能均先升高后降低，當(dāng)TiC含量為40%（w）時(shí)試樣具有最佳的力學(xué)性能，其抗彎強(qiáng)度、斷裂韌性和硬度分別達(dá)到429 MPa、5.87 MPa·m1／2和26 GPa。

張玲潔［17］將微米ZrB2和納米SiB6分別引入到SiC基體中，研究不同尺度的顆粒增強(qiáng)相添加量對(duì)復(fù)合陶瓷力學(xué)性能的影響，微米ZrB2含量為5%（w）時(shí)，抗彎強(qiáng)度達(dá)到566 MPa，斷裂韌性在6.3～6.7 MPa·m1／2，而將5%（w）的納米SiB6加入到SiC基體中，斷裂韌性可達(dá)到7.9 MPa·m1／2。由于納米顆粒對(duì)晶粒細(xì)化更為明顯，使復(fù)合材料內(nèi)部缺陷減少，因而較微米級(jí)顆粒增韌效果更好。

呂學(xué)文［34］以亞微米α-SiC為原料，納米β-SiC為增韌相，以Al2O3-Y2O3為燒結(jié)助劑，采用無(wú)壓液相燒結(jié)方法制備了自增韌SiC陶瓷，當(dāng)納米β-SiC含量為5%（w）時(shí)，試樣抗彎強(qiáng)度可達(dá)520 MPa，維氏硬度和斷裂韌性分別為22.13 GPa和4.07 MPa·m1／2。納米SiC的引入起到細(xì)化晶粒、強(qiáng)化晶界的作用，有效填充了SiC陶瓷孔隙，減少內(nèi)部缺陷，且在高溫下β-SiC向α-SiC的轉(zhuǎn)變具有相變?cè)鲰g的效果。

相比于外加第二相顆粒，顆粒原位增韌由于制備工藝簡(jiǎn)單、成本低且增韌效果優(yōu)異，逐漸成為近年來(lái)的研究熱點(diǎn)之一。Su等［18］在1 700℃的N2氣氛中，添加Al2O3和C，通過(guò)碳熱反應(yīng)制備了AlN顆粒增韌SiC陶瓷。當(dāng)AlN含量為4%（w）時(shí)，試樣的抗彎強(qiáng)度可達(dá)533 MPa，斷裂韌性達(dá)6.66 MPa·m1／2，硬度較低，為18.2 GPa。

Bucevac等［40］通過(guò)TiO2、B4C和C之間的原位反應(yīng)制備了SiC-TiB2復(fù)合陶瓷，研究了TiB2的體積分?jǐn)?shù)對(duì)復(fù)合陶瓷密度和斷裂韌性的影響。研究表明，當(dāng)TiB2加入量為30%（φ）時(shí)，試樣的斷裂韌性達(dá)到最高，為5.7 MPa·m1／2。隨后，Ahmoye等［23］以Al2O3-Y2O3為燒結(jié)助劑，通過(guò)TiO2與C的碳熱還原反應(yīng)液相燒結(jié)制備了SiC-TiC復(fù)合陶瓷。結(jié)果表明，當(dāng)TiC含量為15%（w）時(shí)，試樣的斷裂韌性可達(dá)5.5 MPa·m1／2，硬度約為18 GPa。觀察試樣的顯微結(jié)構(gòu)發(fā)現(xiàn)，原位生成TiC分布均勻，對(duì)SiC晶粒細(xì)化作用明顯，且SiC基體與TiC顆粒之間熱膨脹系數(shù)不匹配，因此除裂紋偏轉(zhuǎn)外還可形成殘余應(yīng)力增韌機(jī)制。

彌散顆粒的引入能夠阻礙陶瓷內(nèi)部裂紋的擴(kuò)展達(dá)到增韌目的，相較于微米顆粒增強(qiáng)相，納米顆粒的引入有助于抑制陶瓷晶粒的長(zhǎng)大，使晶界數(shù)量增加，對(duì)于SiC陶瓷的增韌有更好的效果。但納米顆粒分散性較差，對(duì)制備工藝提出了一定要求，且ZrB2、TiC、TiB2等性能優(yōu)異的顆粒增強(qiáng)相價(jià)格較高，提高了生產(chǎn)成本。顆粒原位增韌可有效解決增強(qiáng)相分布不均的問(wèn)題，且具有制備工藝簡(jiǎn)單、原料成本低的優(yōu)點(diǎn)，但其制品孔隙率高，降低了SiC復(fù)合陶瓷的硬度。

2 晶須、纖維增韌SiC陶瓷

2.1 晶須對(duì)SiC陶瓷的增韌

將具有高彈性模量、高強(qiáng)度且具有較高長(zhǎng)徑比的材料與陶瓷基體復(fù)合即為晶須增韌。在斷裂過(guò)程中晶須的拔出和橋連是其主要的能量耗散機(jī)制，除此之外，還有裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋彎曲和微裂紋等增韌機(jī)制。多種增韌機(jī)制的存在使得裂紋擴(kuò)展消耗的能量增加，可以有效提高材料的損傷容限，降低材料對(duì)缺陷的敏感性［41-43］。

張玲潔［17］通過(guò)調(diào)節(jié)pH、添加分散劑對(duì)晶須進(jìn)行分散，使用球磨法實(shí)現(xiàn)晶須和SiC粉體的混合，研究了微米級(jí)SiC晶須和納米級(jí)SiC晶須對(duì)SiC基體力學(xué)性能的影響。微米級(jí)SiC晶須含量為10%（w）時(shí)，材料相對(duì)密度、抗彎強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大，分別為97.2%、444 MPa和23.7 GPa；SiC晶須含量為30%（w）時(shí)，材料斷裂韌性最高，可達(dá)8.4 MPa·m1／2；SiC晶須含量繼續(xù)提高時(shí)，由于出現(xiàn)橋架效應(yīng)，使材料難以致密化，導(dǎo)致力學(xué)性能不同程度降低。而添加20%（w）的納米SiC晶須時(shí)，材料抗彎強(qiáng)度達(dá)到最高，為450 MPa；添加10%（w）的納米SiC晶須時(shí)，材料的硬度最高，可達(dá)33.6 GPa。相比于微米級(jí)SiC晶須，添加納米級(jí)晶須使得復(fù)合陶瓷更加致密，晶粒得到細(xì)化，力學(xué)性能進(jìn)一步提高。

Li等［44］采用滑動(dòng)鑄造和液態(tài)Si滲透方法制備了SiC晶須增韌SiC復(fù)合材料，當(dāng)晶須含量為20%（w）時(shí)，斷裂韌性最高，為4.2 MPa·m1／2。

劉東旭［41］研究了PyC／BN包覆的納米SiC晶須增強(qiáng)SiC復(fù)合材料，試樣最大抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為273 MPa和4.3 MPa·m1／2。研究表明，PyC／BN的包覆有效避免了液態(tài)Si滲透時(shí)對(duì)SiC晶須的侵蝕，改善了晶須與基體間的界面性能。

Song等［45］采用反應(yīng)燒結(jié)法（1 650℃）制備了SiC晶須增韌SiC復(fù)合材料，并通過(guò)對(duì)晶須表面預(yù)涂酚醛樹(shù)脂，經(jīng)碳化和反應(yīng)滲透燒結(jié)后原位形成了SiC涂層。晶須含量為15%（w）時(shí)，材料的斷裂韌性達(dá)到了5.6 MPa·m1／2的峰值。試驗(yàn)結(jié)果表明，通過(guò)熔融硅與燒結(jié)過(guò)程中從酚醛樹(shù)脂中裂解的碳之間的放熱反應(yīng)可原位生成SiC涂層，該涂層不僅可保護(hù)SiC晶須不被熔融硅所降解，還有利于晶須的拔出、橋接和裂紋偏轉(zhuǎn)。

晶須的拔出與橋連是其增韌陶瓷基體的主要機(jī)制，微米級(jí)SiC晶須對(duì)SiC基體有著優(yōu)秀的韌化效果，但強(qiáng)化效果不明顯。納米晶須的引入可以細(xì)化晶粒、減少內(nèi)部缺陷，對(duì)陶瓷基體有著強(qiáng)化作用。因此研究者大多通過(guò)結(jié)合納米顆粒的強(qiáng)化作用和微米晶須的韌化作用，以協(xié)同增韌的方式實(shí)現(xiàn)SiC陶瓷的增韌，且效果較為理想。

2.2 纖維對(duì)SiC陶瓷的增韌

纖維增韌SiC基體的機(jī)制為裂紋偏轉(zhuǎn)、界面脫粘以及纖維拔出和橋連。其中纖維與基體間的界面強(qiáng)度是最主要的影響因素。界面強(qiáng)度較低時(shí)，傳遞至纖維上的應(yīng)力較小，界面迅速開(kāi)裂，能量耗散較小；界面強(qiáng)度較高時(shí)，傳遞至纖維上的應(yīng)力較大，纖維斷裂導(dǎo)致無(wú)法以“拔出功”的形式消耗裂紋擴(kuò)展能量，從而導(dǎo)致脆性斷裂［46-47］。

纖維增強(qiáng)相應(yīng)具有高強(qiáng)度、高模量和低熱膨脹系數(shù)等特點(diǎn)，目前制備工藝較為成熟的纖維增強(qiáng)相有碳纖維和碳化硅纖維。Kumar等［11］使用前驅(qū)體裂解法制備Cf／SiC陶瓷基復(fù)合材料，由于碳纖維的“拔出效應(yīng)”，材料斷裂韌性可達(dá)14.5 MPa，彎曲模量約為73 GPa。

王毅強(qiáng)等［10］研究了經(jīng)表面處理后的碳纖維對(duì)單向Cf／SiC復(fù)合材料拉伸性能的影響，對(duì)碳纖維進(jìn)行高溫處理可降低纖維與基體間的熱應(yīng)力，而纖維表面沉積熱解碳可降低纖維與基體間的界面強(qiáng)度，充分發(fā)揮界面脫粘和纖維拔出對(duì)裂紋擴(kuò)展所需能量的消耗，兩種處理方法聯(lián)合使用可使材料拉伸強(qiáng)度高達(dá)708 MPa。

Zhao等［48］通過(guò)聚合物滲透和熱解工藝（PIP）分別制備了具有熱解碳涂覆和碳納米管涂覆的三維SiCf／SiC復(fù)合材料。研究表明，在熱解碳涂覆的SiCf／SiC復(fù)合材料斷裂表面可明顯觀察到界面脫粘及纖維的拔出，表現(xiàn)為韌性斷裂，斷裂韌性可達(dá)15.6 MPa·m1／2；碳納米管涂覆的SiCf／SiC復(fù)合材料斷裂表面較為光滑，表現(xiàn)為脆性斷裂，斷裂韌性為7.7 MPa·m1／2。目前，纖維增強(qiáng)SiC復(fù)合陶瓷的制備工藝已趨近成熟，熱解碳涂覆的SiCf／SiC復(fù)合材料的界面性能優(yōu)異，增韌效果明顯，在航空航天、國(guó)防工業(yè)以及核電領(lǐng)域等都有著巨大的應(yīng)用價(jià)值。

3 低維納米材料增韌SiC陶瓷

3.1 碳納米管對(duì)SiC陶瓷的增韌

碳納米管（CNTs）被Iijima發(fā)現(xiàn)于1991年，因其具有極高的彈性模量（大于1 TPa）、較大的彈性應(yīng)變和斷裂應(yīng)變維持能力以及極高的長(zhǎng)徑比，可表現(xiàn)出極強(qiáng)的增韌效果，被認(rèn)為是一種理想的增強(qiáng)體材料［14，49］。其增韌機(jī)制主要有裂紋偏轉(zhuǎn)、碳納米管的拔出和橋連等。熊順進(jìn)［50］以Al2O3、ZrO2為燒結(jié)助劑，通過(guò)放電等離子燒結(jié)（SPS）制備了CNTs／SiC復(fù)合材料。當(dāng)CNTs含量為0.5%（w）時(shí)試樣斷裂韌性最高可達(dá)4.98 MPa·m1／2；CNTs含量大于1%（w）之后，由于發(fā)生團(tuán)聚導(dǎo)致試樣內(nèi)部缺陷增加，力學(xué)性能降低。

Lanfant等［51］在不添加燒結(jié)助劑的情況下，采用SPS燒結(jié)法制備了CNTs增強(qiáng)SiC復(fù)合材料，其中CNTs需預(yù)先在0.1%（φ）的膽鹽（膽酸鈉和脫氧膽酸鈉的混合物）和分散劑中進(jìn)行超聲分散處理，研究表明在CNTs含量小于8%（φ）時(shí)，隨著CNTs含量的增加，SiC晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)CNTs含量為3.2%（φ）時(shí)，復(fù)合材料維氏硬度和斷裂韌性達(dá)到最高，分別為2 560 Hv和4.0 MPa·m1／2。

制備CNTs／SiC陶瓷基復(fù)合材料的傳統(tǒng)方式主要是通過(guò)對(duì)CNTs表面修飾和機(jī)械攪拌使其分散，而后通過(guò)球磨、超聲波探頭等方法實(shí)現(xiàn)CNTs溶液和陶瓷粉末懸浮液的混合、造粒、成型和燒結(jié)。該方法面臨著CNTs分散不均勻、修飾過(guò)程中CNTs遭到破壞以及CNTs與基體界面結(jié)合較差等問(wèn)題。Mei等［52］通過(guò)化學(xué)氣相滲透法（CVI）制備的CNTs／SiC復(fù)合材料界面結(jié)合牢固、CNTs分布均勻且SiC基體表面無(wú)裂紋，有效解決了上述問(wèn)題。

除以上報(bào)道外，研究者更多的是將CNTs與顆?；蚶w維等增強(qiáng)相結(jié)合，復(fù)合增韌SiC基體。蔣夢(mèng)婷［15］以聚多巴胺（PDA）和硅烷偶聯(lián)劑KH560對(duì)CNTs和Ti3C2顆粒進(jìn)行改性，而后將二者鍵合得到在水溶液中具有更好分散性的PDA-CNTs＠f-Ti3C2材料，以其為增強(qiáng)相所制備的SiC基復(fù)合材料抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別達(dá)到433.55 MPa和6.44 MPa·m1／2。

Li等［53］使用化學(xué)氣相沉積法（CVD）在SiCf／SiC的熱解碳界面上以C2H4為前驅(qū)體原位引入了CNTs，當(dāng)沉積溫度為800℃、C2H4體積分?jǐn)?shù)為15%、沉積時(shí)間為10～30 min時(shí)，復(fù)合材料具有較好的力學(xué)性能和導(dǎo)熱性能，其中抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別高達(dá)466 MPa和16.2 MPa·m1／2。

3.2 石墨烯對(duì)SiC陶瓷的增韌

Novoselov等［54］用機(jī)械剝離的方法分離得到單層石墨烯（GNP）。研究表明：?jiǎn)螌邮钍夏Ａ靠蛇_(dá)1.0 TPa，微觀強(qiáng)度可達(dá)130 GPa。石墨烯具有大的比表面積和高的縱橫比，因此作為復(fù)合材料增強(qiáng)相有著巨大的應(yīng)用前景。2011年Walker等［55］首次使用石墨烯增韌Si3N4陶瓷，當(dāng)石墨烯加入量為1.5%（φ）時(shí)，復(fù)合陶瓷材料的斷裂韌性從2.8 MPa·m1／2增至6.6 MPa·m1／2。分析其顯微結(jié)構(gòu)可明顯觀察到石墨烯的拔出與橋連，以及裂紋的偏轉(zhuǎn)，即為石墨烯的主要增韌機(jī)制。

Li等［56］以1%（w）B4C為燒結(jié)助劑，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0～5%的石墨烯，在2 130℃、Ar氣氛下無(wú)壓固相燒結(jié)制備出石墨烯增韌SiC陶瓷材料。研究表明，當(dāng)石墨烯加入量為1%（w）時(shí)，材料的最大斷裂韌性為5.65 MPa·m1／2；當(dāng)石墨烯為0.2%（w）時(shí)，材料最大硬度為29.21 GPa。隨著石墨烯加入量的增加，材料密度和硬度逐漸下降，這是由于石墨烯僅分布于晶界處，阻礙了SiC陶瓷的致密化，以及石墨烯自身的低硬度導(dǎo)致。Huang等［57］以6%（w）的B4C和1%（w）炭黑為燒結(jié)助劑，加入不同含量的氧化還原石墨烯（rGO），使用熱壓燒結(jié)法在2 100℃、Ar氣氛下制備了SiC陶瓷材料，研究rGO的加入量（加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、1%、2%、4%、6%、10%）對(duì)SiC陶瓷顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。與無(wú)壓固相燒結(jié)不同的是，隨著rGO加入量的增加，材料密度隨之增加，晶粒尺寸減小。當(dāng)rGO加入量為6%（w）時(shí)，材料的斷裂韌性最大，為7.9 MPa·m1／2，彎曲強(qiáng)度可達(dá)625 MPa。

低維納米增強(qiáng)相（碳納米管和石墨烯）微量添加即可較大幅度提高材料的力學(xué)性能。但納米材料難以分散，團(tuán)聚以及橋架效應(yīng)使復(fù)合材料密度降低，導(dǎo)致力學(xué)性能的提升不理想。對(duì)其進(jìn)行表面改性能夠改善材料分散性差的問(wèn)題，使用先進(jìn)的燒結(jié)工藝可有效降低材料孔隙率，但上述方法增加了制備難度，使該材料目前不具備大規(guī)模生產(chǎn)的可能。

4 結(jié)語(yǔ)

（1）當(dāng)前對(duì)SiC燒結(jié)助劑的研究主要集中于對(duì)其燒結(jié)后晶界處析出相的強(qiáng)度和顯微結(jié)構(gòu)進(jìn)行調(diào)控，在最大程度減小燒結(jié)助劑對(duì)SiC陶瓷力學(xué)性能影響的同時(shí)，進(jìn)一步提高材料斷裂韌性。顆粒增韌SiC具有制備工藝簡(jiǎn)單、成本低等優(yōu)點(diǎn)，已實(shí)現(xiàn)較為廣泛的應(yīng)用。納米顆粒的引入可進(jìn)一步細(xì)化晶粒、減少基體缺陷，比微米顆粒增強(qiáng)相有著更好的強(qiáng)化和韌化效果，但其易團(tuán)聚，對(duì)分散工藝提出了較高的要求。原位增韌得到的顆粒增強(qiáng)相在基體中分布均勻、粒度較?。蛇_(dá)到納米級(jí)），使用合適的燒結(jié)助劑或熱壓燒結(jié)工藝可改善制品孔隙率較高的問(wèn)題，是當(dāng)前研究顆粒相增韌SiC復(fù)合陶瓷的熱點(diǎn)領(lǐng)域，具有極大的應(yīng)用價(jià)值。

（2）晶須、纖維的增韌效果較顆粒相更好。其中纖維對(duì)SiC陶瓷的增韌效果最為理想，對(duì)纖維與基體間界面進(jìn)行修飾，可進(jìn)一步增強(qiáng)復(fù)合材料的斷裂韌性，但復(fù)雜的制備工藝使其應(yīng)用受到限制，仍需繼續(xù)改進(jìn)制備方法、降低生產(chǎn)成本。晶須增韌SiC復(fù)合陶瓷制備工藝相對(duì)簡(jiǎn)單，顆粒／晶須協(xié)同增韌SiC陶瓷將納米顆粒的強(qiáng)化效果與晶須的增韌效果相結(jié)合，可制備得到性能優(yōu)異的SiC復(fù)合陶瓷。

（3）低維納米材料（碳納米管和石墨烯）對(duì)SiC陶瓷的增韌研究已取得一定的進(jìn)展，微量添加即可使材料力學(xué)性能有著較大的提升。但低維納米材料分散性較差，制備得到的樣品密度、硬度較低，界面結(jié)合強(qiáng)度較差等問(wèn)題依然缺乏有效的解決手段，仍待進(jìn)一步研究。