气相渗硅原位反应工艺参数对显微结构的

气相渗硅是指通过改变渗硅方式，利用高温下熔融硅产生一定的蒸气压（几十至几百帕），使硅蒸气通过分子自由扩散进入裂纹或者孔隙通道，并与相接触的C反应形成SiC的复合材料制备工艺。该工艺中可以得到具有较高性能的碳纤维增强SiC基复合材料，但需要控制因气相硅的渗透反应而使基体中的C也被转化为SiC，同时要保护c纤维，避免C纤维因为被硅化而发生性能退化。

气相渗硅Cf/SiC复合材料的性能。结果表明：在1650℃真空条件下气相渗硅得到的Cf/SiC复合材料无论有无C-SiC界面层，其密度基本相当，约为1.85g/cm3。但是其弯曲强度却相差非常大，无界面层保护时为67.4MPa，而有界面层的复合材料其强度高达239.5MPa。从复合材料的断面分析：无界面时，CflSiC复合材料断面平整，没有明显的纤维拔出现象；而有界面的复合材料，可观察到明显的纤维拔出现象。

以上结果表明：界面层的存在MM1333D.html" target="_blank" title="MM1333D">MM1333D改变了气相渗硅Cf/SiC复合材料中纤维与基体的结合状态。无界面层存在时，碳纤维和SiC基体结合过强，不能有效实现纤维与基体脱黏以形成偏转裂纹达到增韧的效果；而沉积C-SiC层后，界面结合强度减弱，裂纹扩展时，在弱界面结合处发生偏转，从而使纤维拔出长度显著增大。

进一步形貌分析表明：无界面保护的复合材料中纤维已经失去原有形貌，表面变得粗糙。能谱分析结果发现：纤维中含有Si元素。这表明C纤维在气相渗硅的过程中，硅渗透到了纤维内部并发生硅化反应，从而使纤维强度降低。同时由于纤维被硅化后，与SiC基体形成了强结合，导致裂纹扩展过程中界面脱黏、裂纹偏转作用显著减弱，导致复合材料的强度显著降低。

在沉积有C-SiC涂层界面的复合材料断裂后，纤维基本保持完整，没有发现明显的硅化现象。沉积有C-SiC涂层界面的复合材料中观察到的裂纹扩展路径。在裂纹扩展过程中，裂纹方向最初为沿垂直纤维方向，但在扩展过程中发生偏转，变为沿平行纤维的方向，最后又因应力加大，裂纹出现断裂，变为垂直纤维方向。

以上分析结果表明：C-SiC界面在气相渗硅Cf/SiC复合材料中能起到有效地保护纤维受到硅蒸气的侵蚀；同时，还能起到弱化界面的作用，使裂纹在扩展过程中沿界面发生了偏转，能量被消耗，有效地增加了材料的断裂功，使材料的断裂强度显著提高。

图3.15为1700℃气相渗硅Cf/SiC复合材料断面的纤维拔出显微结构。从图中可知：不同区域纤维拔出长度不同，且拔出纤维表面保存有较完整的界面涂层。进一步放大倍率观察发现：热解碳(PyC)涂层和SiC涂层的厚度分别约为150nm和250nm。PyC-SiC双层界面涂层与纤维结合良好，且界面与基体断裂不在同一高度，说明界面起到了很好的偏转裂纹、提高韧性的作用。

不同温度下气相渗硅Cf/SiC复合材料抛光面形貌。从图中可知：在较低的渗硅温度下，复合材料具有较多的孔隙，且气孑L尺寸较大；随着气相渗硅温度升高，空隙减少，同时空隙尺寸也减小，尤其是纤维束之间的大孔尺寸降低明显；在1700℃下气相渗硅后气孔基本消失，成为致密基体。还发现，气相渗硅后，纤维束内区域同样获得了致密的基体，说明气相渗硅原位反应可同时促进纤维柬间和纤维束内基体的致密化。但在纤维束内仍存在一定的微孔，且随温度变化未表现出明显的变化，这应归因于浸渍裂解时形成的闭孑L，由此表明气相渗硅反应可同时促进纤维束间和纤维束内基体的致密化过程。

由于C纤维与裂解C涂层、SiC界面层以及SiC基体平均原子序数接近，因此在背散射下衬度接近，较难分辨出裂解C涂层与SiC界面。但是在二次电子像下，通过内部结构的微小区别可以分辨出这两层界面层的存在。气相渗硅后裂解C-SiC涂层界面保持较为完整，且与纤维结合良好。同时，未发现纤维被硅化的迹象，这充分证明裂解C-SiC涂层界面较有效地保护了纤维，避免了纤维被硅侵蚀，同时还起到了偏转裂纹的作用。