通讯作者陈建军通讯单位浙江理工大学DOIhttps://doi.org/10.1016/j.compositesa.2026.109965核心导读本文提出以焦耳热辅助 BN 涂层、CVD-SiC 涂层及 PIP 热解三个关键工序首次在同一装置内实现 SiCf/SiC 界面层制备与基体热解的快速一体化。单次热解时间缩至40 min纤维强度保留率达91.89%BN/SiC 双层界面复合材料弯曲强度417.02 MPa、断裂韧性16.23 MPa·m1/2展现出假塑性断裂行为。一、背景连续 SiC 纤维增强 SiC 基复合材料SiCf/SiC凭借低密度、高强高韧及卓越的高温抗氧化与耐辐照性能是航空航天热端结构与聚变堆的理想候选材料。现有 CVI 和 PIP 两种主流制备工艺均面临周期过长的瓶颈CVI 单次沉积超 100 hPIP 通常需要 10–20 次浸渍-热解循环每循环长达 10 h 以上传统炉体升降温惰性大、无法快速响应严重制约了生产效率。二、论文概要本研究中浙江理工大学陈建军团队提出以焦耳热为统一加热手段辅助完成 BN 界面涂层浸涂法、SiC 界面涂层CVD 法以及 PCS 热解三道核心工序自主搭建了集快速加热、气氛切换与惰性保护于一体的紧凑型装置。石墨毡作为电阻发热体升温速率可达 10³–10⁴°C/min在 1100°C 保温仅需数分钟将单次 PIP 热解时间压缩至40 min。经 12 次 PIP 循环后所得 BN-SiCf/SiC 与 BN/SiC-SiCf/SiC 两种复合材料的弯曲强度分别为 322.21 MPa 与417.02 MPa断裂韧性为 12.37 与16.23 MPa·m1/2气孔率 10–14%均呈现典型的假塑性断裂行为显著优于传统热处理工艺在纤维强度保留方面的表现。三、图文解读图1焦耳热辅助装置示意图装置核心为石英管内的石墨毡电阻热源由直流电源0–200 A / 0–36 V驱动电极端水冷散热样品夹于石墨毡间腔内可切换真空或流动气氛红外测温仪实时监控温度。这一紧凑设计将界面制备与热解所需的加热、通气、排气功能集于一体是实现焦耳热辅助全流程的硬件基础。图2BN-SiCf/SiC 与 BN/SiC-SiCf/SiC 制备全流程示意制备路线为SiC 纤维去浆→浸涂硼酸-尿素→焦耳热 1100°C/10 min 原位生成 BN 界面NH₃/N₂气氛→焦耳热辅助 CVD 沉积 SiC 界面→PCS 真空浸渍×12 次每次焦耳热热解 40 min。焦耳热代替传统管式炉的关键优势在于升降温时间从小时级缩短至分钟级显著压缩了单次循环的等待时间。图3 4石墨毡温度场仿真与实测加热性能有限元仿真FEA显示在 0.07 A/mm² 电流密度下石墨毡中心稳定高温区最高达 1102°C向电极两端梯度下降至约 350°C确认中心区域为样品最佳放置位置。实测温度为 1047°C与仿真偏差约 55°C归因于辐射/对流散热及接触热阻两者趋势吻合良好仿真结果对工艺优化具有可靠指导价值。图5叠层纤维织物瞬态温度场演化0–12 sFEA 模拟叠层织物升温过程4 s 时接触石墨毡区域已超 900°C中心区温度较低8 s 时呈漏斗形温度分布中心区超 1000°C至12 s时温度场趋于稳定整体均匀证明焦耳热在数秒至十余秒内即可将叠层织物加热至热解/沉积所需温度区间是快速制备的关键物理依据。图6单丝拉伸强度 Weibull 分布焦耳热处理后BN-SiCf 与 BN/SiC-SiCf 的平均拉伸强度分别为 2.48 GPa 与 2.40 GPa强度保留率达91.89%与 88.90%而传统 1100°C 热处理纤维强度仅保留77.03%2.08 GPa。短暂的热暴露时间减少了高温对纤维晶粒结构的损伤是焦耳热工艺的核心优势之一。图7BN 与 SiC 界面层 XPS 成分表征BN-SiCf 的 B 1s190.85 eV与 N 1s398.13 eV特征峰确认了 BN 界面的成功生成BN/SiC-SiCf 的 C 1s283.18 eV与 Si 2p101.41 eV对应 C-Si 键证明焦耳热辅助 CVD 工艺在 BN 层之上完成了 SiC 的沉积。两种界面层的化学组成均与目标相符XPS 为界面质量提供了直接成分依据。图8 9纤维表面形貌SEM与表面粗糙度AFM原始 SiC 纤维表面光滑BN-SiCf 因焦耳热极速升温导致 B₂O₃ 与 NH₃ 反应不均匀表面出现粒状突起Ra 50.10 nmBN/SiC-SiCf 在 BN 层上再沉积 SiC 后CVD 填补了 BN 的凹陷表面呈块状形貌粗糙度显著降低。界面形貌差异对后续复合材料的孔隙率和力学性能产生直接影响。图10BN 与 SiC 界面层形成机制示意图BN 界面生成路径H₃BO₃ → B₂O₃熔融包覆纤维 NH₃尿素分解→ BN700°C焦耳热超快升温致使中间反应激烈进行形成厚度不均的 BN 层图 10a。SiC 层则通过 CH₃SiCl₃ 热分解CVD沉积在 BN 表面逐步填平粗糙凹陷使表面趋于平整图 10b揭示了双层界面各自的化学成因。图11复合材料 XRD 物相分析两种复合材料均显示立方 β-SiC3C-SiC主衍射峰35.6°/60.1°/72.1°低角弥散峰10–25°对应 PCS 热解生成的非晶碳Scherrer 公式计算111晶粒尺寸为7.5–8.4 nm与传统 PIP 工艺结果相当文献 3.3–6.0 nm 范围内。XRD 证明焦耳热热解获得了与传统工艺相同的物相组成而时间大幅缩短。图12 13X 射线 μ-CT 三维孔隙分布CT 扫描显示BN-SiCf/SiC 的孔隙主要以 0.10–1.24 mm³ 的大小孔分布于经纬交叉点与层间CT 计算孔隙率 13.29%BN/SiC-SiCf/SiC 孔隙连续分布0–0.77 mm³经纬交叉区与层间孔隙尺寸显著减小——这归因于 CVD-SiC 预先填充了纤维间大孔——CT 孔隙率降至11.41%与 Archimedes 法测量结果一致为力学性能改善提供了结构依据。图14抛光截面显微形貌抛光截面中纤维均保持圆形截面无变形或损伤证明焦耳热热解未破坏纤维结构完整性。BN-SiCf/SiC 的 BN 层厚约0.27 μm连续均匀BN/SiC-SiCf/SiC 的双层界面中 BN ≈ 0.28 μm、SiC ≈ 0.36 μmPCS 溶液在超声真空辅助下有效渗入纤维间隙填充了大部分孔隙。图15断口形貌两种复合材料断口均可见大量纤维拔出与界面脱黏呈典型非脆性假塑性断裂特征。BN/SiC-SiCf/SiC 断口中被拔出纤维表面仍残留清晰的双层界面痕迹图 15d表明 BN 与 SiC 界面层均参与了裂纹偏转和能量耗散双层界面的级联脱黏机制是其韧性更高的微观根源。图16载荷-位移曲线与力学性能对比载荷-位移曲线呈三阶段线弹性→基体开裂非线性→纤维拔出软化两种样品均为非脆性断裂。BN/SiC-SiCf/SiC 的弯曲强度417.02 MPa与断裂韧性16.23 MPa·m1/2分别比 BN-SiCf/SiC322.21 MPa / 12.37 MPa·m1/2提升29.4%与31.2%归因于更高密度、更低孔隙率及双层界面的协同增韧效应。图17纤维拔出长度分布与界面脱黏形貌BN-SiCf/SiC 纤维拔出长度集中于 100–150 μm均值 157.32 μmBN/SiC-SiCf/SiC 分布整体右移峰值在 250–300 μm均值235.75 μm超过 350 μm 的比例更高。更长的拔出路径意味着更多的摩擦耗能直接对应其更高的断裂韧性两种样品均可见明显界面脱黏区域裂纹在界面/纤维和界面/基体两处发生偏转防止了裂纹直接贯穿纤维。核心数据汇总单次热解 40 min传统 10 h纤维强度保留 91.89%传统 77.03%BN/SiC 体系弯曲强度 417 MPa、韧性 16.23 MPa·m1/2、孔隙率 10.06%纤维拔出均长 235 μm晶粒尺寸 7.5–8.4 nm。四、总结展望本工作以焦耳热为统一驱动力在单一装置内完成了 SiCf/SiC 复合材料制备的三道核心热处理工序将单次 PIP 热解时间从传统的 10 h 以上压缩至 40 min同时显著提升了纤维强度保留率与复合材料综合力学性能为长周期陶瓷基复合材料的快速制造提供了新范式。展望未来可进一步探索焦耳热辅助 CVI 与 RMI 工艺的兼容性以扩大应用边界优化多次循环中热场均匀性以消除孔隙分布不均深入研究焦耳热在高压或真空环境下对界面微观结构的精准调控规律以及开展大尺寸复杂构件的工程化验证推动该技术向航空发动机热端部件、超高温陶瓷结构件等实际应用场景迈进。原文Hao Chen, Jianjun Chen, Qingfeng Zeng, et al. Rapid fabrication of SiCf/SiC composites via Joule heating-assisted interface preparation and the PIP process.Composites Part A, 2026. DOI: 10.1016/j.compositesa.2026.109965