CN103288466A - 原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，用于解决现有CVD/CVI方法中CNTs和SiCN陶瓷基体不能同步生成的技术问题。技术方案是采用化学气相沉积/化学气相渗透工艺，分别以SiCl₄、SiHCl₃或CH₃SiCl₃作硅源，CH₄或C₃H₆作碳源，NH₃作氮源，H₂作鼓泡载气和还原气体，Ar作稀释气体，通过添加Fe(NO₃)₃·9H₂O、Co(NO₃)₂·6H₂O或Ni(NO₃)₂·6H₂O等金属盐催化剂，利用由金属盐还原产生的Fe、Co、Ni纳米颗粒捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，进而达到了在基底材料上同步合成CNTs和SiCN陶瓷基体的目的。

Description

原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法

技术领域

本发明涉及一种硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，特别是涉及一种原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法。

背景技术

作为一种重要的高温结构/功能一体化材料，SiCN陶瓷不仅具有高强度、高硬度、优异的热导率和热稳定性，而且还具有卓越的微波吸收性能，因此被广泛应用在航空、航天领域的高温吸波型热结构件中。然而，SiCN陶瓷的本征脆性却在极大程度上限制了其在一些条件苛刻环境下的适用性。由于CNTs具有非凡的力学性能（杨氏模量达到了1.3TPa），许多科研工作者已经开始通过将CNTs引入陶瓷基体内部来提高材料的断裂韧性。与此同时，CNTs还具有形态结构可控制、导电性可调变、吸收电磁波频带宽等一系列优点，因此它的引入也会导致陶瓷材料微波吸收性能的大幅度提高。

迄今为止，通过外部添加工艺将CNTs引入陶瓷基体内部是一种较为常用的方法，但是该方法容易造成CNTs的缠绕和卷曲，并且外加的CNTs价格昂贵，处理过程极其复杂。而采用一定工艺手段在陶瓷内部原位自生的CNTs则恰好可以有效克服上述缺点，同时也为制备CNTs改性陶瓷基复合材料提供了新思路。

常用的CNTs制备工艺主要有以下几种：①直流电弧放电法；②激光蒸发石墨法；③凝聚相电解生成法；④有机气体等离子喷射法和⑤化学气相沉积法。而在以上所述的工艺方法中，由于CVD法具有成本低、产量大、生产过程简单、易于实现CNTs定向定位的可控性生长等众多优点，已经开始逐渐成为当今原位合成CNTs研究领域的热点之一。

文献1“Z.J.Gu,Y.C.Yang,K.Y.Li,Z.W.Pan,et al.Aligned carbonnanotube-reinforced silicon carbide composites produced by chemical vapor infiltration[J].Carbon,2011,49:2475-2482.”公开了一种制备CNTs改性SiC陶瓷基复合材料的方法；该方法首先采用CVD法在Si基板上制备出定向排列的CNTs阵列，随后通过CVI SiC工艺得到了致密的CNTs改性SiC陶瓷基复合材料。通过研究发现，CNTs/SiC复合材料不仅具有卓越的力学性能（弯曲强度达到了20±6.4Gpa），而且其抗氧化性能优异，在1400°C以下材料几乎不发生氧化现象。然而，值得注意的是文献1中CNTs增强体和SiC陶瓷基体的制备过程是依次分步进行的，因此有必要进一步探索实现CNTs和陶瓷基体同步生成的一种可能性。

文献2“J.M.Xue,X.W.Yin,et al.Thermodynamic analysis on the codeposition ofSiC-Si₃N₄ composite ceramics by chemical vapor deposition using SiCl₄-NH₃-CH₄-H₂-Armixture gases[J].J.Am.Ceram.Soc.,2012,DOI:10.1111/jace.12115.”公开了一种制备SiCN陶瓷基复合材料的方法；该方法以SiCl₄-NH₃-CH₄-H₂-Ar为反应先驱体，采用CVD法在多孔Si₃N₄陶瓷表面沉积出了致密的SiCN陶瓷基体，并且通过研究发现，在CVD工艺过程中有大量游离态的碳原子存在于Si-C-N体系。一般而言，这些富碳区域恰好可以为CNTs的生长提供良好的碳源环境，同时也为最终实现CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成提供了可能。

发明内容

为了克服现有CVD/CVI方法中CNTs和SiCN陶瓷基体不能同步生成的不足，本发明提供一种原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法。该方法采用化学气相沉积/化学气相渗透工艺，分别以SiCl₄、SiHCl₃或CH₃SiCl₃作为硅源，CH₄或C₃H₆作为碳源，NH₃作为氮源，H₂作为鼓泡载气和还原气体，Ar作为稀释气体，通过添加Fe(NO₃)₃·9H₂O、Co(NO₃)₂·6H₂O或Ni(NO₃)₂·6H₂O等金属盐催化剂，利用由金属盐还原产生的Fe、Co、Ni纳米颗粒捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，可以达到在基底材料上同步合成CNTs和SiCN陶瓷基体的目的。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特点是包括以下步骤：

步骤一、选用开气孔率为15～50%的多孔陶瓷或开气孔率为50～70%的纤维预制体作为CVD/CVI工艺过程中的基底材料。

步骤二、将金属盐催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O、Co(NO₃)₂·6H₂O或Ni(NO₃)₂·6H₂O按照质量分数0.5～2.0wt.%添加到无水乙醇或丙酮等溶剂中，并通过机械搅拌使其完全溶解，形成金属盐催化剂溶液。抽真空3～10min，浸渗30～60min，将金属盐催化剂溶液引入基底材料内部，在空气中自然风干。

步骤三、将经过步骤二处理的基底材料悬挂在CVD/CVI SiCN真空反应炉中的挂架上，基底材料处于炉内等温区的中心位置。采用CVD/CVI工艺在基底材料的表面或内部同步制备原位自生的CNTs和SiCN陶瓷基体。反应先驱体由硅源、碳源、氮源、H₂以及Ar组成，反应温度为700～1100°C，反应时间为5～60小时，炉内压力为0.4～1KPa。

所述多孔陶瓷是多孔Si₃N₄陶瓷或多孔Al₂O₃陶瓷的任一种。

所述纤维预制体是二维碳纤维预制体或三维针刺碳毡的任一种。

所述反应先驱体中硅源是SiCl₄、SiHCl₃或CH₃SiCl₃的任一种。

所述反应先驱体中碳源是CH₄或C₃H₆的任一种。

所述反应先驱体中氮源是NH₃。

本发明的有益效果是：由于采用化学气相沉积/化学气相渗透工艺，分别以SiCl₄、SiHCl₃或CH₃SiCl₃作为硅源，CH₄或C₃H₆作为碳源，NH₃作为氮源，H₂作为鼓泡载气和还原气体，Ar作为稀释气体，通过添加Fe(NO₃)₃·9H₂O、Co(NO₃)₂·6H₂O或Ni(NO₃)₂·6H₂O等金属盐催化剂，利用由金属盐还原产生的Fe、Co、Ni纳米颗粒捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，进而达到了在基底材料上同步合成CNTs和SiCN陶瓷基体的目的。该方法有效改进了分步制备原位自生CNTs改性陶瓷基复合材料的传统工艺，实现了CNTs和陶瓷基体的同步生成，也为制备原位自生CNTs改性陶瓷基复合材料提供了新思路。与此同时，本发明制备周期较短、工艺过程简单、可重复性较好。制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷实现了材料结构和功能的一体化。

下面结合附图和实施例对本发明作详细说明。

附图说明

图1(a)是本发明方法实施例1选用的多孔Si₃N₄陶瓷的断口形貌SEM照片；图1(b)是本发明方法实施例1制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的抛光截面SEM照片；图1(c)是图1(b)中选择区域的高倍SEM照片；图1(d)是本发明方法实施例1制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷中CNTs阵列桥接裂纹的SEM照片。

图2(a)是本发明方法实施例1同步制备的CNTs和SiCN陶瓷基体的TEM照片；图2(b)是本发明方法实施例1制备的单根CNT的高分辨TEM照片。

图3是本发明方法实施例1制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷和单纯Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的XRD图谱。

图4是本发明方法实施例1制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷和单纯Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的介电性能和显微维氏硬度之间的比较曲线。

具体实施方式

以下实施例参照图1～4。

实施例1：

（1）选用开气孔率为50%的多孔Si₃N₄陶瓷基片（22.86×10.16×2.00mm³）作为基底材料。

（2）采用真空浸渍工艺（抽真空5min，浸渗30min）将质量分数为1.5wt.%的Fe(NO₃)₃·9H₂O丙酮溶液引入多孔Si₃N₄陶瓷内部，随后在空气中晾干。

（3）将引入催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O丙酮溶液的多孔Si₃N₄陶瓷基片和未通过步骤（2）处理的多孔Si₃N₄陶瓷基片同时悬挂在CVD/CVI SiCN真空反应炉中所配套的试样架上，两组试样均处于炉内等温区的中心位置。采用CVD/CVI工艺在两组不同的多孔Si₃N₄陶瓷上沉积厚度均匀的SiCN，反应先驱体为SiCl₄-CH₄-NH₃-H₂-Ar（SiCl₄、CH₄与NH₃的流量比为6:5:2），反应温度为1020°C，反应时间为5小时，炉内压力为400Pa。

由于在Si-C-N体系中存在大量游离态的碳原子，而经由催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O转变而成的Fe纳米颗粒将会轻易捕获这些碳原子，进而实现CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成，最终得到原位自生CNTs改性的Si₃N₄-SiCN（CNTs-Si₃N₄-SiCN）复相陶瓷。然而，未通过步骤（2）处理的多孔Si₃N₄陶瓷基片在经CVD/CVI工艺后只有SiCN陶瓷基体的生成，制备出单纯的Si₃N₄-SiCN复相陶瓷。

如图1(a)所示，棒状β-Si₃N₄颗粒相互交错形成了选用多孔Si₃N₄陶瓷内部均匀的结构。随后经过CVD/CVI SiCN工艺，同步生成的CNTs和SiCN陶瓷基体逐渐填充多孔Si₃N₄陶瓷中的孔隙进而形成了CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷（图1(b)）。通过对图1(b)中选择区域的高倍SEM照片（图1(c)）观察后发现，CNTs被与其同步生成的SiCN基体严密地包裹起来。图1(d)是CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷中CNTs阵列桥接裂纹的SEM照片。由于CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷在进行受压测试时会在SiCN基体内部产生大量的裂纹，而此时CNTs阵列的桥接现象则有效抑制了裂纹继续沿着SiCN晶界扩展的趋势，使复相陶瓷的相关力学性能显著提高。

与此同时，TEM照片（图2(a)）也从另一个方面证实了CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成，观察发现在SiCN基体内部的确存在有大量的CNTs。图2(b)是单根CNT的高分辨TEM照片，由图可知原位自生的CNT不仅表现出明显的多层结构，而且还具有很高的晶化程度。通过对选择区域进行EDS分析后发现，除了铜网载体引起的Cu衍射峰之外，在右下角的选区EDS图谱中确实只存在有单独的C衍射峰。

图3是CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷和单纯Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的XRD图谱。如图所示，在CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷XRD图谱的2θ=26.6°处出现了明显的碳（002）晶面衍射峰，但是在Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的2θ=26.6°处却并没有发现该衍射峰，因此这一现象进一步证明了在本发明中CNTs和SiCN陶瓷基体同步生成的可行性。

在本实施例中，采用波导法对CNTs-Si₃N₄-SiCN和Si₃N₄-SiCN两种复相陶瓷进行介电性能测试，测试频率为X波段（8.2～12.4GHz），分别得到了两种材料的复介电常数（ε′,ε″）和介电损耗（tanδ=ε″/ε′）。使用显微维氏硬度计对CNTs-Si₃N₄-SiCN和Si₃N₄-SiCN两种复相陶瓷的显微维氏硬度（HV）进行测试，所加载荷为2kgf，保压时间为15s。

如图4(a)-(c)所示，Si₃N₄-SiCN复相陶瓷在X波段的ε′、ε″和tanδ平均值分别为3.84、0.22和0.06；而由于在CNTs-Si₃N₄-SiCN中有第二增强相CNTs的加入，直接导致了复相陶瓷空间电荷极化效应和电导率的增大，进而使其ε′、ε″和tanδ均大幅度增加，分别提高了101%、477%和167%。一般来说，材料的介电损耗越大，其对电磁波的衰减能力就越强。进一步通过观察发现，CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷的介电实部仅为7.72，此时自由空间和复相陶瓷之间的本征阻抗较为匹配，入射电磁波能够进入材料内部进行衰减而不是被材料表面反射出去。因此，相对于Si₃N₄-SiCN复相陶瓷而言，CNTs-Si₃N₄-SiCN复相陶瓷具有更好的微波吸收性能。

图4(d)对CNTs-Si₃N₄-SiCN和Si₃N₄-SiCN两种复相陶瓷之间的显微维氏硬度进行了比较。由图可知，CNTs-Si₃N₄-SiCN的HV值（3.68GPa）明显高于Si₃N₄-SiCN的HV值（2.54GPa），增加幅度达到了45%。造成这种现象的主要原因是：第二增强相CNTs阵列对由于受压而在SiCN基体内部产生的裂纹进行了桥接（图1(d)），从而有效抑制了裂纹继续沿着SiCN晶界扩展的趋势，使复相陶瓷的硬度显著提高。

因此，本发明制备的原位自生CNTs改性Si₃N₄-SiCN复相陶瓷实现了材料结构和功能的一体化。

实施例2：

（1）选用开气孔率为15%的多孔Al₂O₃陶瓷基片（22.86×10.16×2.00mm³）作为基底材料。

（2）采用真空浸渍工艺（抽真空3min，浸渗30min）将质量分数为1.0wt.%的Ni(NO₃)₂·6H₂O乙醇溶液引入多孔Al₂O₃陶瓷内部，随后在空气中晾干。

（3）将引入催化剂Ni(NO₃)₂·6H₂O乙醇溶液的多孔Al₂O₃陶瓷基片悬挂在CVD/CVI SiCN真空反应炉中所配套的试样架上，试样处于炉内等温区的中心位置。采用CVD/CVI工艺在多孔Al₂O₃陶瓷上沉积厚度均匀的SiCN，反应先驱体为SiCl₄-C₃H₆-NH₃-H₂-Ar（SiCl₄、C₃H₆与NH₃的流量比为6:5:2），反应温度为700°C，反应时间为10小时，炉内压力为400Pa。

由于经催化剂Ni(NO₃)₂·6H₂O转变而成的Ni纳米颗粒将会轻易捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，从而实现CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成，最终可以得到原位自生CNTs改性的Al₂O₃-SiCN复相陶瓷。

实施例3：

（1）选用开气孔率为50%的2D碳纤维预制体（平面尺寸为50×50mm²）作为基底材料。

（2）采用真空浸渍工艺（抽真空10min，浸渗40min）将质量分数为2.0wt.%的Fe(NO₃)₃·9H₂O丙酮溶液引入2D碳纤维预制体内部，随后在空气中晾干。

（3）将引入催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O丙酮溶液的2D碳纤维预制体悬挂在CVD/CVISiCN真空反应炉中所配套的试样架上，试样处于炉内等温区的中心位置。采用CVD/CVI工艺在2D碳纤维预制体上沉积厚度均匀的SiCN，反应先驱体为CH₃SiCl₃-CH₄-NH₃-H₂-Ar（CH₃SiCl₃、CH₄与NH₃的流量比为6:5:2），反应温度为1000°C，反应时间为40小时，炉内压力为1KPa。

由于经催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O转变而成的Fe纳米颗粒将会轻易捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，从而实现CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成，最终可以得到原位自生CNTs改性的C/SiCN复合材料。

实施例4：

（1）选用开气孔率为70%的3D针刺碳毡（22.86×10.16×2.00mm³）作为基底材料。

（2）采用真空浸渍工艺（抽真空10min，浸渗60min）将质量分数为0.5wt.%的Co(NO₃)₂·6H₂O乙醇溶液引入3D针刺碳毡内部，随后在空气中晾干。

（3）将引入催化剂Co(NO₃)₂·6H₂O乙醇溶液的3D针刺碳毡悬挂在CVD/CVI SiCN真空反应炉中所配套的试样架上，试样处于炉内等温区的中心位置。采用CVD/CVI工艺在3D针刺碳毡上沉积厚度均匀的SiCN，反应先驱体为SiHCl₃-CH₄-NH₃-H₂-Ar（SiHCl₃、CH₄与NH₃的流量比为6:5:2），反应温度为1100°C，反应时间为60小时，炉内压力为1KPa。

由于经催化剂Co(NO₃)₂·6H₂O转变而成的Co纳米颗粒将会轻易捕获Si-C-N体系中存在的大量游离态碳原子，从而实现CNTs和SiCN陶瓷基体的同步生成，最终可以得到原位自生CNTs改性的C/SiCN复合材料。

Claims (6)

1.一种原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于包括以下步骤：

步骤一、选用开气孔率为15～50%的多孔陶瓷或开气孔率为50～70%的纤维预制体作为CVD/CVI工艺过程中的基底材料；

步骤二、将金属盐催化剂Fe(NO₃)₃·9H₂O、Co(NO₃)₂·6H₂O或Ni(NO₃)_2·6H₂O按照质量分数0.5～2.0wt.%添加到无水乙醇或丙酮等溶剂中，并通过机械搅拌使其完全溶解，形成金属盐催化剂溶液；抽真空3～10min，浸渗30～60min，将金属盐催化剂溶液引入基底材料内部，在空气中自然风干；

步骤三、将经过步骤二处理的基底材料悬挂在CVD/CVI SiCN真空反应炉中的挂架上，基底材料处于炉内等温区的中心位置；采用CVD/CVI工艺在基底材料的表面或内部同步制备原位自生的CNTs和SiCN陶瓷基体；反应先驱体由硅源、碳源、氮源、H₂以及Ar组成，反应温度为700～1100°C，反应时间为5～60小时，炉内压力为0.4～1Kpa。

2.根据权利要求1所述的原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于：所述多孔陶瓷是多孔Si₃N₄陶瓷或多孔Al₂O₃陶瓷的任一种。

3.根据权利要求1所述的原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于：所述纤维预制体是二维碳纤维预制体或三维针刺碳毡的任一种。

4.根据权利要求1所述的原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于：所述反应先驱体中硅源是SiCl₄、SiHCl₃或CH₃SiCl₃的任一种。

5.根据权利要求1所述的原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于：所述反应先驱体中碳源是CH₄或C₃H₆的任一种。

6.根据权利要求1所述的原位自生碳纳米管改性硅碳氮陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于：所述反应先驱体中氮源是NH₃。

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