先驱体与B4C填料连接Cf/C复合材料的优化方案

C_f/C复合材料的表面形态与C_f/SiC复合材料表面形态相近，表面分布着碳纤维的暴露面和许多孔隙。另外C_f/C复合材料的化学成分不同于C_f/SiC复合材料，因此在选择先驱体和填料时与连接陶瓷及其复合材料不同。选用硅树脂为先驱体，B₄C为填料。

连接实验的过程与先驱体法连接陶瓷材料基本相同。

图6-25 B₄C填料含量对连接强度的影响

1.B₄C填料含量对试样的连接强度的影响

图6-25所示为B₄C填料含量与试样的抗剪强度的关系曲线。该图显示，当w（B₄C）填料含量为10%时，试样抗剪强度相对较低，为母材强度的39.8%；随着B₄C填料含量的增加，试样抗剪强度不断增加，当w（B₄C）填料含量为30%时，试样抗剪强度达母材强度的72.5%；随着B₄C含量的继续增加，试样抗剪强度又开始下降。这是由于纯YR3370在裂解过程中会因小分子气体的逸出而发生一定的质量损失，B₄C填料的加入明显减少了连接层的质量损失和孔洞等缺陷，因而提高了连接强度；但过量的B₄C填料会造成连接浆料的粘度过大，使连接层过厚，导致连接强度下降。

2.连接温度对连接强度的影响

图6-26所示为连接试样的抗剪强度与连接温度的关系曲线。该图显示，在1100℃连接时，抗剪强度值较小，随着温度逐渐升高，抗剪强度逐渐增大，当连接温度达到1250℃时，抗剪强度达母材强度的72.5%；而后随着温度的继续升高，抗剪强度不断下降。

图6-26 连接试样抗剪强度与连接温度的关系曲线

图6-27为YR3370与B₄C混合物在1250℃裂解产物的XRD谱图。由图中可以看出，YR3370和B₄C填料混合物的裂解产物中含有B₄C、SiC、B₂O₃和SiO₂相，其中SiC和SiO₂相的生成是由YR3370高温裂解产生的；而B₂O₃的形成是由部分B₄C与环境中的氧反应生成的。当温度为1100℃时，YR3370的裂解产物中游离碳含量较高，而连接强度较低。当温度达到1250℃以上时，裂解产物中游离碳含量已降低，且YR3370裂解产物大部分为非晶态，裂解产物中含有B₄C、SiC、B₂O₃和SiO₂相弥散分布在Si—O—C非晶陶瓷层内部，且对C_f/C母材起到很好的连接作用，因而获得较高的裂解产物发生分解，连接强度下降。

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图6-27 YR3370与B₄C混合物经1250℃处理后产物的XRD谱图

图6-28 采用聚硅氮烷与B₄C填料连接C_f/C试样的断口形貌（SEM）

3.断口形貌分析

采用YR3370与B₄C填料在1250℃连接C_f/C复合材料，试样的断口形貌如图6-28所示。可以看出断口表面粘有不少C_f/C母材，断裂部位部分位于连接层内部，部分位于邻近连接界面的C_f/C母材内部，为混合断口。这种断口表明连接材料与母材有很好的润湿性和较强的界面结合力。

4.连接区域的微观结构及元素分布分析

图6-29所示为采用YR3370与B₄C填料连接C_f/C复合材料界面区域的微观形貌（连接温度为1250℃）。由该图可以看出，连接层厚度约为30～40μm，结构较为均匀致密。另外，连接层与母材之间的界面均结合良好，在界面处没有明显的裂纹、孔洞等缺陷。

图6-29 连接试样界面区域微观形貌（SEM）

由参考文献[181]可知，高温处理后，B₄C中的部分B原子可以与被连母材中的C原子形成B-C固溶体，在连接界面形成过渡结构，将连接层与母材连接成整体，因而获得了良好的连接强度。另外，连接层中生成的B₂O₃颗粒在高温熔融，是一种粘性适中的液体，对连接母材的润湿性良好，并会与母材表面的碳原子发生强烈的键合作用^[182]，有助于提高连接强度。