孫國(guó)帥，劉榮軍，曹英斌，賀鵬博，龍憲海

(國(guó)防科學(xué)技術(shù)大學(xué) 航天科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410073)

CVI-GSI工藝制備C/C-SiC復(fù)合材料的組成結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能

孫國(guó)帥，劉榮軍，曹英斌，賀鵬博，龍憲海

(國(guó)防科學(xué)技術(shù)大學(xué) 航天科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410073)

采用密度為1.0g/cm3的C/C素坯，聯(lián)合化學(xué)氣相滲透(CVI)和氣相滲硅(GSI)2種工藝制備C/C-SiC復(fù)合材料，研究CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體的密度對(duì)CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料物相組成、微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體密度的增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料C含量增多，殘余Si含量減少，SiC含量先增多后減少，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的密度先增大后減小；隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體的密度由1.27g/cm3增加到1.63g/cm3時(shí)，得到的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能先升高后降低。當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度為1.42g/cm3時(shí)，制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料力學(xué)性能最好，其彎曲強(qiáng)度為247.50MPa，彎曲模量為25.63GPa，斷裂韌度為10.08MPa·m1/2。

CVI；GSI；C/C-SiC復(fù)合材料；物相組成；力學(xué)性能

C/C-SiC復(fù)合材料具有密度低、強(qiáng)度高、摩擦磨損性能和熱物理性能優(yōu)異等特點(diǎn)，在空間光機(jī)結(jié)構(gòu)件、飛行器面板等航天輕質(zhì)結(jié)構(gòu)與熱防護(hù)領(lǐng)域以及高速列車(chē)剎車(chē)、飛機(jī)和重型汽車(chē)剎車(chē)盤(pán)/片等高能載制動(dòng)領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1-4]。

C/C-SiC復(fù)合材料的制備方法主要包括化學(xué)氣相滲透法(CVI)、先驅(qū)體浸漬裂解法(PIP)、液相/氣相滲硅法(LSI/GSI)。CVI法和PIP法工藝成熟，重復(fù)性較好，制備的復(fù)合材料力學(xué)性能優(yōu)異，但兩種工藝周期長(zhǎng)、生產(chǎn)成本高，復(fù)合材料的致密度和熱導(dǎo)率較低[5-11]。滲硅法是目前最常用的方法，其工藝簡(jiǎn)單，制備周期短、生產(chǎn)成本低、近凈成形[12-14]。LSI工藝是用熔融Si對(duì)C/C多孔體進(jìn)行浸滲處理，使Si和C原位發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成SiC基體[15,16]。GSI工藝與LSI工藝相似，只是以氣態(tài)Si代替液態(tài)Si，從而降低反應(yīng)速率，提高滲透深度，改善滲透效果[17]。

然而單一的制備方法具有一定的局限性，很多時(shí)候并不能滿足材料特定的制備要求。因此，可以多種工藝聯(lián)用，綜合各種方法的優(yōu)勢(shì)來(lái)制備所需材料。航天四院43所和國(guó)防科技大學(xué)等機(jī)構(gòu)[18,19]將CVI法與PIP法相結(jié)合，縮短了制備周期，降低了生產(chǎn)成本，提高了材料的力學(xué)性能。宋麥麗等[20]將HP-Sinter法和PIP法結(jié)合起來(lái)，改善了材料的強(qiáng)度。然而，國(guó)內(nèi)外研究機(jī)構(gòu)很少有將CVI法與GSI法聯(lián)用來(lái)制備C/C-SiC復(fù)合材料的。CVI法雖然致密度低，生產(chǎn)周期長(zhǎng)，但所得材料基體內(nèi)SiC層致密而連續(xù)，SiC顆粒均勻細(xì)小，有利于增強(qiáng)材料的力學(xué)性能；GSI法所得材料力學(xué)性能較低，但制備周期短，致密度高，2種工藝優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)，有望制備出綜合性能更為優(yōu)異的低成本碳陶復(fù)合材料。因此，本工作以三維針刺C/C多孔體素坯為原料，先通過(guò)CVI法制備出一定密度的CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體，再聯(lián)用GSI工藝，制備出高性能CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料，并對(duì)CVI-GSI聯(lián)合工藝制備的C/C-SiC復(fù)合材料的組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能進(jìn)行了研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 CVI法制備CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體

本工作選用密度為1.0g/cm3的三維針刺C/C多孔體，將其置于化學(xué)氣相沉積爐中，通過(guò)三氯甲基硅烷(MTS)在高溫下熱解生成SiC。每次滲透完成后將試樣表面磨掉1mm左右以除去被堵塞的孔洞，然后進(jìn)行下次滲透。經(jīng)過(guò)多次滲透，制備出密度分別為1.27，1.34，1.42，1.50，1.63g/cm3的CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體。

1.2 GSI法制備CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料

CVI工藝制備后的CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體的孔隙率仍然較大，許多大孔隙附近并未被CVI SiC完全覆蓋，因此聯(lián)用GSI工藝對(duì)復(fù)合材料再一次致密化。經(jīng)過(guò)GSI工藝，Si與C的接觸反應(yīng)生成SiC基體，進(jìn)一步提高C/C-SiC復(fù)合材料的致密度。首先將制備的CVI C/C-SiC復(fù)合材料置于鋪滿硅粉(含量99.0%以上，200目)的坩堝中，在氬氣保護(hù)下經(jīng)過(guò)5h升溫到1450℃；接著真空保溫足夠長(zhǎng)的時(shí)間，使硅粉在高溫下充分熔化；然后在真空下經(jīng)過(guò)1h升溫到1600℃后保溫1h，使得液態(tài)Si蒸發(fā)，并以氣態(tài)形式充分滲入到材料內(nèi)部，氣態(tài)Si擴(kuò)散至C表面與之接觸反應(yīng)生成SiC顆粒，最后在真空下進(jìn)行冷卻。

1.3 性能測(cè)試

采用阿基米德排煤油法測(cè)定復(fù)合材料的密度及孔隙率；利用Siemens D-500型X射線衍射儀(XRD)對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行物相分析；通過(guò)HF、濃HNO3混酸腐蝕，測(cè)定殘余Si含量，采用空氣熱氧化法，將除Si后的樣品在馬弗爐中800℃保溫6h除去C，從而測(cè)定C含量，剩余為SiC含量；通過(guò)掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀測(cè)分析。采用三點(diǎn)彎曲法在WDW-100萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)定彎曲強(qiáng)度和彎曲模量的試樣尺寸為45mm×4mm×3mm，跨距為30mm，測(cè)定斷裂韌度的試樣尺寸為30mm×3mm×6mm，跨距為24mm，切口深度為3mm。

2 結(jié)果與分析

2.1 C/C-SiC復(fù)合材料的物相組成

不同工藝制備的C/C-SiC復(fù)合材料的XRD圖譜如圖1所示，氣相滲硅前，CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體由C和β-SiC兩相組成；氣相滲硅后，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料中多了殘余Si，由C，β-SiC，Si三相組成。通過(guò)氧化腐蝕法對(duì)各相含量進(jìn)一步分析，結(jié)果見(jiàn)表1。

圖1 不同工藝制備的C/C-SiC復(fù)合材料XRD圖譜 (a)CVI C/C-SiC；(b)CVI-GSI C/C-SiCFig.1 XRD spectra of C/C-SiC composites prepared by different processes (a)CVI C/C-SiC;(b)CVI-GSI C/C-SiC

DensityofCVIC/C-SiC/(g·cm-3)DensityofCVI-GSIC/C-SiC/(g·cm-3)Closedporosity/%VolumefractionofSi/%Volumefractionofβ-SiC/%VolumefractionofCVIβ-SiC/%VolumefractionofGSIβ-SiC/%VolumefractionofC/%1.272.226.4728.2031.858.4423.4133.481.342.315.5426.6634.0210.6323.3933.781.422.353.8825.7136.4413.1323.3133.971.502.199.1618.2427.3715.6311.7445.231.632.0511.5011.9726.8219.697.1349.71

由表1可以看出，隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料碳含量增多，殘余硅含量減少，SiC含量先增多后減少，閉孔率先減小后增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料密度先增大后減小。復(fù)合材料的碳含量取決于C/C多孔體的初始碳含量和GSI過(guò)程中消耗的碳含量。C/C多孔體密度均為1.0g/cm3，初始碳含量相同；隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度增大，孔隙率不斷減小，硅碳反應(yīng)體積膨脹，滲硅通道被阻塞，氣態(tài)硅不能充分進(jìn)入，參與反應(yīng)的碳含量隨之減少，閉孔數(shù)量增多，因此隨CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料碳含量增多，殘余硅含量減少，閉孔率先減小后增大。

當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度較小時(shí)，CVI SiC層致密度不高，在CVI C/C-SiC復(fù)合材料中間體中存在較大的孔隙率，在后續(xù)GSI工藝過(guò)程中，氣相Si與C基體生成SiC基體的反應(yīng)為接觸反應(yīng)，該反應(yīng)能夠充分進(jìn)行。當(dāng)CVI C/C-SiC密度從1.27增加到1.42g/cm3時(shí)，雖然GSI 工藝后生成的GSI SiC含量基本相同，但最終CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的密度逐漸增加，主要由初始的CVI SiC含量逐漸增多、閉孔率不斷減小造成的。當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度超過(guò)1.42g/cm3后，由于CVI SiC層逐漸致密，阻礙了GSI工藝中Si蒸氣向深處擴(kuò)散，氣相Si和C基體的接觸反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镃原子傳質(zhì)通過(guò)CVI SiC層后擴(kuò)散至SiC-Si界面再與Si反應(yīng)，Si-C反應(yīng)速率減緩，反應(yīng)程度降低，因而GSI SiC含量大幅減少，且殘余Si含量減少、閉孔率增大，所以最終CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的密度不斷減小。

2.2 C/C-SiC復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)

本工作所用的C/C多孔體為三維針刺結(jié)構(gòu)，密度為1.0g/cm3，開(kāi)孔率為42.50% 。由圖2(a)可以看出：C/C多孔體由0°無(wú)緯布、網(wǎng)胎層、90°無(wú)緯布按一定順序排布，并加以針刺，使網(wǎng)胎層的纖維垂直刺入相鄰的無(wú)緯布層。C/C多孔體中孔隙主要由纖維束內(nèi)部的小孔以及網(wǎng)胎層和針刺束附近的大孔組成。

C/C多孔體通過(guò)CVI法增密得到CVI C/C-SiC復(fù)合材料，見(jiàn)圖2(b)，纖維外面依次包裹著CVI C層、CVI SiC層。如圖2(c)所示，SiC層呈現(xiàn)典型的層狀生長(zhǎng)特征，這是多次沉積生長(zhǎng)留下的痕跡，即新的SiC層總是在原來(lái)的SiC層表面形成。CVI過(guò)程中，SiC晶粒在沉積基體表面形核數(shù)量較多，但長(zhǎng)大速率較慢，晶粒還未完全長(zhǎng)大即形成無(wú)規(guī)則的聚集體。CVI SiC層由球形的SiC大顆粒堆積而成，見(jiàn)圖3(a)，SiC大顆粒表面粗糙，呈菜花狀，顆粒大小均勻，直徑為2～5μm；如圖3(b)所示，大顆粒由許多呈層狀生長(zhǎng)的細(xì)小顆粒組成， SiC大顆粒表面聚集有大量直徑約0.2μm的細(xì)小顆粒。

圖2 CVI C/C-SiC復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu) (a)C/C素坯；(b)CVI C/C-SiC；(c)CVI SiC層Fig.2 Morphologies of CVI C/C-SiC composites (a)C/C green body;(b)CVI C/C-SiC;(c)CVI SiC layer

圖3 CVI C/C-SiC復(fù)合材料中SiC顆粒的典型形貌 (a)CVI SiC層；(b)SiC顆粒Fig.3 Typical morphologies of SiC grains in CVI C/C-SiC composites (a)CVI SiC layer;(b)SiC grain

隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度增大，SiC層厚度逐漸增加，由1μm增至5μm。如圖4(a)～(e)，復(fù)合材料的孔隙率逐漸減小，即網(wǎng)胎層和纖維束間的大孔變小，纖維束內(nèi)部的小孔減少。CVI后，復(fù)合材料的孔隙率由42.50%分別降低到31.75%，28.61%，25.04%，23.57%，20.60%，致密度較低。

圖4 不同密度的CVI C/C-SiC復(fù)合材料的孔隙結(jié)構(gòu)(a)1.27g/cm3；(b)1.34g/cm3；(c)1.42g/cm3；(d)1.50g/cm3；(e)1.63g/cm3Fig.4 Pores’ structures of CVI C/C-SiC composites with different densities(a)1.27g/cm3;(b)1.34g/cm3;(c)1.42g/cm3;(d)1.50g/cm3;(e)1.63g/cm3

當(dāng)CVI SiC層致密度不高時(shí)，CVI C/C-SiC復(fù)合材料內(nèi)部孔隙較大，后續(xù)GSI工藝中滲硅通道比較暢通，氣態(tài)Si能夠迅速進(jìn)入，與CVI C接觸反應(yīng)，生成SiC基體。隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大，CVI SiC層逐漸連續(xù)且致密，后續(xù)GSI工藝中，氣相Si與C基體的反應(yīng)由接觸反應(yīng)模式轉(zhuǎn)變成C原子擴(kuò)散通過(guò)CVI SiC層后再與Si反應(yīng)。圖5為CVI-GSI C/C-SiC試樣在氧化腐蝕法除掉Si，C后的顯微形貌。GSI SiC呈棱角分明的多面體形貌生長(zhǎng)，顆粒表面比較光滑，且存在臺(tái)階狀生長(zhǎng)特征。SiC顆粒大小不一，尺寸在5～20μm之間。GSI過(guò)程后，復(fù)合材料的孔隙率降到12%以下，致密度大幅提升。

2.3 CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度對(duì)CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料力學(xué)性能及斷口形貌的影響

僅采用CVI法制備復(fù)合材料時(shí)，SiC主要分布在網(wǎng)胎層和針刺束附近等纖維較為稀疏的區(qū)域，使得SiC層在基體內(nèi)形成“框架”結(jié)構(gòu)。當(dāng)壓應(yīng)力作用于基體上時(shí)，SiC層首先成為主要承力結(jié)構(gòu)，且SiC硬度高，塑性差，所以材料的力學(xué)性能隨SiC含量升高而加強(qiáng)。

圖5 CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料中SiC顆粒的典型形貌 (a)低部；(b)高倍Fig.5 Typical morphologies of SiC grains in CVI-GSI C/C-SiC composites(a)low magnification;(b)high magnification

僅采用GSI法制備復(fù)合材料時(shí)，硅碳反應(yīng)為強(qiáng)放熱反應(yīng)，使得材料內(nèi)部產(chǎn)生局部高溫和溫度梯度，使局部應(yīng)力增大，導(dǎo)致材料開(kāi)裂；同時(shí)硅碳反應(yīng)容易造成體積膨脹，導(dǎo)致材料內(nèi)部由于應(yīng)力集中而出現(xiàn)較大裂紋。另外，脆性殘余Si含量越高，力學(xué)性能越差。相同的C/C多孔體僅通過(guò)GSI法制備的C/C-SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度，模量以及斷裂韌度分別為175.52MPa，18.36GPa和6.02MPa·m1/2。

CVI，GSI工藝聯(lián)用制備C/C-SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如圖6所示。可以看出，材料的彎曲強(qiáng)度、彎曲模量及斷裂韌度均隨CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大先升高后降低。當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度為1.27g/cm3時(shí)，脆性殘余Si含量較高，纖維束內(nèi)部存在較多小孔，同時(shí)由于GSI SiC，Si含量較高，造成較大的體積膨脹，產(chǎn)生較多裂紋，因此制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料力學(xué)性能最差。隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大，Si含量減少，CVI SiC含量增多，閉孔率減小，制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料致密度增高，所以材料的力學(xué)性能提高；當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度超過(guò)1.42g/cm3后，由于硅碳反應(yīng)通道受限，使得制備的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料內(nèi)部閉孔率明顯升高(達(dá)11.5%，體積分?jǐn)?shù))，且孔隙尺寸較大，受力時(shí)裂紋沿著閉孔快速擴(kuò)展，所以材料的力學(xué)性能降低。

圖6 CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度與CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料力學(xué)性能關(guān)系 (a)彎曲強(qiáng)度與模量；(b)斷裂韌度Fig.6 Effects of CVI C/C-SiC composites density on the mechanical properties of CVI-GSI C/C-SiC composites(a)flexure strength and modulus;(b)fracture toughness

當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度為1.42g/cm3時(shí)，CVI-GSI后C/C-SiC材料的彎曲強(qiáng)度，模量以及斷裂韌度有最大值，分別是247.50MPa，25.63GPa和10.08MPa·m1/2。與僅采用GSI法制備的材料相比，彎曲強(qiáng)度提高了41%，彎曲模量提高了40%，斷裂韌度提高了67%。因此，多工藝聯(lián)用可以較好地提升材料的力學(xué)性能。圖7為CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的斷口形貌。如圖7(a)所示，當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度為1.27g/cm3時(shí)，制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料中纖維拔出較少，材料呈脆性斷裂。因?yàn)樵撁芏认翪VI SiC層致密度較低，GSI過(guò)程中C很容易通過(guò)CVI SiC層與Si反應(yīng)，且反應(yīng)比較充分，所以CVI C層較薄，C基體與纖維呈強(qiáng)界面結(jié)合。界面脫粘需要較大阻力，使得斷口比較平整且纖維拔出不明顯，抑制了纖維的增韌效果。另外纖維束內(nèi)部孔隙率較大，纖維彼此間結(jié)合很弱，裂紋很容易通過(guò)內(nèi)孔穿過(guò)纖維束，所以復(fù)合材料在承受載荷時(shí)易發(fā)生脆性斷裂。如圖7(b)，(c)所示，隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度增大，制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料中纖維拔出明顯增多，通過(guò)克服纖維與基體間的結(jié)合力實(shí)現(xiàn)了能量的消耗，起到了增韌的作用。隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度繼續(xù)增大，孔隙率減小，滲硅通道被阻塞，GSI過(guò)程中硅碳反應(yīng)不能充分進(jìn)行，制得的CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料中SiC含量減少，C含量增多， C基體與纖維界面結(jié)合變?yōu)槿踅缑娼Y(jié)合，纖維與C層脫粘阻力降低。如圖7(d)，(e)所示，斷口雖然有較多纖維拔出，但纖維拔出所吸收的能量減少，且拔出的纖維十分雜亂，材料內(nèi)部有較多大孔。當(dāng)基體受力時(shí)，孔隙易引起應(yīng)力集中，發(fā)生脆性破壞，降低了材料的力學(xué)性能。所以CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌度隨CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的進(jìn)一步增大而降低。

圖7 不同密度下CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的斷口形貌(a)ρCVI C/C-SiC=1.27g/cm3；(b)ρCVI C/C-SiC=1.34g/cm3；(c)ρCVI C/C-SiC=1.42g/cm3；(d)ρCVI C/C-SiC=1.50g/cm3；(e)ρCVI C/C-SiC=1.63g/cm3Fig.7 Fracture morphologies of CVI-GSI C/C-SiC composites with different densities(a)ρCVI C/C-SiC=1.27g/cm3;(b)ρCVI C/C-SiC=1.34g/cm3;(c)ρCVI C/C-SiC=1.42g/cm3;(d)ρCVI C/C-SiC=1.50g/cm3;(e)ρCVI C/C-SiC=1.63g/cm3

3 結(jié)論

(1)隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大，CVI SiC厚度增加，由1.5μm增至4μm，材料的孔隙率減小；CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料C含量增多，殘余Si含量減少，SiC含量先增多后減少，閉孔率先減小后增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料密度先增大后減小。

(2)CVI SiC層呈典型的層狀生長(zhǎng)特征，SiC顆粒表面粗糙，呈菜花狀，顆粒大小均勻，直徑約為2～5μm；GSI SiC顆粒成臺(tái)階狀生長(zhǎng)，顆粒表面比較光滑，外形為棱角分明的多面體形貌，SiC顆粒大小不一，尺寸分布在5～20μm之間。

(3)隨著CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度的增大，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能先升高后降低。當(dāng)CVI C/C-SiC復(fù)合材料密度為1.42g/cm3時(shí)，CVI-GSI C/C-SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度、模量以及斷裂韌度有最大值，分別是247.50MPa，25.63GPa和10.08MPa·m1/2。

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Structure and Mechanical Properties of C/C-SiC Composites Prepared by CVI-GSI Processes

SUN Guo-shuai,LIU Rong-jun,CAO Ying-bin,HE Peng-bo,LONG Xian-hai

(College of Aerospace Science and Engineering,National University of Defense Technology,Changsha 410073,China)

C/C-SiC composites were prepared by the combined process of chemical vapor infiltration (CVI) and gaseous silicon infiltration (GSI) using C/C green body with the density of 1.0g/cm3. Effect of CVI C/C-SiC intermediate composites’ density on the phase composition, microstructure and mechanical properties of CVI-GSI C/C-SiC composites was studied. The results show that as the CVI C/C-SiC intermediate composites’ density increases, the residual C content increases and residual Si content decreases in the CVI-GSI C/C-SiC composites, the SiC content increases first and then decreases, and the density of CVI-GSI C/C-SiC composites increases first and then decreases; as the CVI C/C-SiC in termediate composites’ density is increased from 1.27g/cm3to 1.63g/cm3, the mechanical properties of CVI-GSI C/C-SiC composites increase at first, which then decrease with the further increasing of CVI-C/C-SiC composites’ density. Specifically, when the CVI C/C-SiC composites density is 1.42g/cm3, the prepared CVI-GSI C/C-SiC composites has the best mechanical properties, with flexure strength, flexure modulus and fracture toughness of 247.50MPa, 25.63GPa and 10.08MPa·m1/2, respectively.

CVI;GSI;C/C-SiC composites;phase composition;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000986

TB332

A

1001-4381(2017)12-0058-07

國(guó)防科學(xué)技術(shù)大學(xué)科研計(jì)劃項(xiàng)目(JC14-01-01)

2016-08-19;

2017-09-04

劉榮軍(1978-)，男，副研究員，博士，研究方向?yàn)樘沾苫鶑?fù)合材料，聯(lián)系地址：湖南省長(zhǎng)沙市開(kāi)福區(qū)德雅路109號(hào)國(guó)防科技大學(xué)新型陶瓷纖維及其復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(410073)；E-mail:rongjunliu@nudt.edu.cn

(本文責(zé)編：齊書(shū)涵)