CN105152671A - SiCf/SiC复合材料的界面改性方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：（1）在SiC纤维预制体中的SiC纤维表面制备界面涂层；（2）以带界面涂层的SiC纤维预制体为增强体，以LPVCS为先驱体，采用热模压辅助交联的PIP工艺进行处理，制得经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料。本发明的界面改性方法显著改善了复合材料中纤维与基体的界面结合，提高了复合材料的弯曲强度和断裂韧性，降低了材料的孔隙率，缩短了复合材料的制备周期。

Description

SiCf/SiC复合材料的界面改性方法

技术领域

本发明涉及碳化硅基复合材料领域，尤其涉及一种SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法。

背景技术

随着人类科技水平的发展，如何进一步提高结构材料的性能逐渐成为加快推进科技进步的重要突破口。陶瓷材料因脆性大、可靠性差、加工难度高等致命弱点严重阻碍了它作为结构材料的实用化进程。纤维增强的陶瓷基复合材料能够在很大程度上改善单相陶瓷材料的脆性，在断裂过程中通过裂纹偏转、纤维断裂和纤维拔出等机制吸收能量，提高材料的强度和韧性，具有高比强度、高比模量、高硬度、摩擦系数稳定、耐磨损、抗氧化、抗腐蚀、高温热稳定好、热导率高、热膨胀系数小等优异性能，已成为航空航天领域最理想的新一代结构材料。在航空航天领域广泛应用的纤维增强SiC基复合材料主要有C_f/SiC、SiC_f/SiC复合材料。C_f/SiC复合材料在惰性气氛中使用温度较高，但在氧化气氛中，其在高温下失重明显，机械性能急剧下降。然而，SiC_f/SiC复合材料即使在1300℃的高温空气气氛下仍能保持较好的力学性能，有望在更高温度的氧化环境中得到应用。

现有的SiC_f/SiC复合材料的制备工艺主要有先驱体浸渍裂解（PIP）工艺和化学气相渗透（CVI）工艺。相比而言，CVI工艺制备所得的β-SiC纯度与结晶度高，但复合材料存在10%～15%的气孔率，SiC基体致密化速度低，制备周期长，成本高。而PIP工艺具有工艺简单、成本较低、能制备大型和形状复杂的复合材料构件、材料成分和结构可控等优点，但由于先驱体在裂解过程中体积收缩，PIP工艺制备的复合材料孔隙率同样较高，制备周期较长。

复合材料界面起着传递载荷和化学阻挡层的作用，避免在材料制备过程中纤维与基体形成强结合或对纤维造成损伤。尤其在SiC_f/SiC复合材料中，基体与纤维成分相近，非常容易形成较强的界面结合，从而导致复合材料脆性破坏。因此，SiC_f/SiC复合材料更需要适当的纤维-基体界面以改善其机械性能，避免材料脆断。常用的纤维-基体界面有SiC界面，但SiC涂层作为SiC_f/SiC复合材料的纤维基体界面同样会导致界面强结合而对材料性能产生不利影响。

发明内容

本发明要解决的技术问题是克服现有技术的不足，提供一种弯曲强度高和断裂韧性好的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法。

为解决上述技术问题，本发明采用以下技术方案：

一种SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）在SiC纤维预制体的SiC纤维表面制备界面涂层；

（2）以上述带界面涂层的SiC纤维预制体为增强体，以LPVCS（液态含乙烯基聚碳硅烷）为先驱体，采用热模压辅助交联的PIP工艺进行处理，制得经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

上述的界面改性方法中，优选的，所述界面涂层为PyC（热解碳）涂层、h-BN（六方氮化硼）涂层或者PyC涂层与h-BN涂层组成的复合涂层。

上述的界面改性方法中，优选的，所述PyC涂层是由以下方法制备得到：以丙烯为源气，以氮气为稀释气体，将所述SiC纤维预制体置于化学气相沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，得到PyC涂层。

上述的界面改性方法中，优选的，所述PyC涂层化学气相沉积的工艺参数为：沉积温度为900℃～1000℃，沉积压力为2000Pa～4000Pa，沉积时间为2h～5h，所述丙烯的流量为200L·h^-1～400L·h^-1，所述氮气的流量为100L·h^-1～300L·h^-1。

上述的界面改性方法中，优选的，所述h-BN涂层是由以下方法制备得到：以三氯化硼和氨气为源气，以氮气和氢气为稀释气体，将所述SiC纤维预制体置于化学气相沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，得到h-BN涂层。

上述的界面改性方法中，优选的，所述h-BN涂层的化学气相沉积工艺参数为：沉积温度500℃～900℃，沉积压力500Pa～2000Pa，沉积时间1h～5h，所述三氯化硼的流量为0.4L·h^-1～1L·h^-1，所述氨气的流量为1.2L·h^-1～3L·h^-1，所述氮气的流量为4L·h^-1～10L·h^-1，所述氢气的流量为4L·h^-1～10L·h^-1。

上述的界面改性方法中，优选的，所述步骤（2）中，所述热模压辅助交联的PIP工艺包括以下步骤：将带界面涂层的SiC纤维预制体置于LPVCS先驱体中进行真空浸渍，然后将真空浸渍后的SiC纤维预制体在流动氮气气氛中进行交联成型，再将交联成型后的SiC纤维预制体在流动氮气气氛中进行高温裂解，以真空浸渍-交联成型-高温裂解为一次工艺循环进行重复，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，最终制得界面改性后的SiC_f/SiC复合材料。

上述的界面改性方法中，优选的，所述交联成型的过程为：将真空浸渍后的SiC纤维预制体置于模具中，在流动氮气气氛下先升温至150℃～200℃，保温0.5h～1h，然后升温至交联温度250℃～400℃，保温1h～2h，交联过程中氮气流量为50L·h^-1～150L·h^-1，交联成型过程中的升温速率为1℃·min^-1～3℃·min^-1，其中，所述首次工艺循环的热模压辅助交联成型过程保持压力为1MPa～5MPa。

上述的界面改性方法中，优选的，所述真空浸渍过程中，浸渍时间为6h～24h；所述高温裂解的过程中，裂解温度为1100℃～1400℃，升温速率为5℃·min^-1～15℃·min^-1，氮气流量为1L·h^-1～3L·h^-1。

上述的界面改性方法中，优选的，所述真空浸渍-交联成型-高温裂解工艺循环的重复次数为7～10次。

本发明中，当界面涂层为PyC涂层与h-BN涂层组成的复合涂层时，复合涂层中PyC涂层和h-BN涂层的制备方法分别与单层PyC涂层、单层h-BN涂层的制备方法相同，且复合涂层中由内到外可以为PyC涂层、h-BN涂层或者为h-BN涂层、PyC涂层。

本发明中，压差法是指沉积时炉内压力与外界大气压之间存在压力差，外界大气压力约为10⁵Pa，与本发明沉积炉内的压力存在压差。

本发明中，SiC纤维预制体包括二维SiC纤维布、2.5维SiC纤维编织件或3维SiC纤维编织件。

本发明的步骤（2）中，优选的，所述LPVCS先驱体浸渍液是以LPCS（液态聚碳硅烷）、V4（四甲基四乙烯基环四硅氧烷）和催化剂（如氯铂酸催化剂）制成的，催化剂与（LPCS+V4）的质量比为1∶20000～5000（更优选1∶10000），LPCS与V4的质量比为1∶0.6。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1、本发明的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，通过CVD工艺均匀地在SiC纤维表面制备了PyC、h-BN或者由PyC涂层与h-BN涂层组成的复合涂层，显著改善了复合材料中纤维与基体的界面结合，提高了复合材料的弯曲强度和断裂韧性。纤维增强复合材料的界面是影响其力学性能的关键因素，纤维基体界面按照结合力大小分为强、适中和弱界面结合。界面结合太强时，基体中裂纹会贯穿纤维束，无法发挥纤维的增强增韧作用，力学性能较差；界面结合太弱时，载荷无法在基体和纤维间有效传递，力学性能也不会高；只有界面结合适中时，才能获得强度韧性俱佳的复合材料。SiC_f/SiC复合材料中，由于基体与纤维都是SiC，在无界面层的情况下，基体与纤维结合太强，复合材料性能很差，而本发明SiC_f/SiC复合材料界面改性的目的是为了降低基体与纤维的结合力，获得合适的结合力，以改善复合材料中纤维与基体的界面结合，提高复合材料的弯曲强度和断裂韧性。

2、本发明采用了热模压交联辅助的PIP工艺制备SiC_f/SiC复合材料，降低了材料的孔隙率，使其开孔率均低于5%，缩短了复合材料制备周期。因为热模压过程使纤维预制体被压实，纤维体积分数增大，PIP工艺过程实际上是先驱体转化为基体，然后填充纤维预制体中空隙的过程，当纤维体积分数增大时，空隙减少，PIP周期数和孔隙率都会降低。若不采用热模压交联辅助的PIP工艺制备复合材料，开孔率为8%～10%，且制备周期更长，需要13～15个周期。

附图说明：

图1为本发明实施例1中制备的经过PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。

图2为本发明实施例2中制备的经过h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。

图3为本发明实施例3中制备的经过PyC涂层/h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。

图4为本发明实施例4中制备的经过h-BN涂层/PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。

图5为对比例中制备的未经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。

图6为对比例中制备的未经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料、实施例1～4中制备的经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料的各项性能数据的对比图。

具体实施方式：

以下结合说明书附图和具体优选的实施例对本发明作进一步描述，但并不因此而限制本发明的保护范围。

以下实施例中所采用的材料和仪器均为市售。

实施例1：

一种本发明的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）采用LPCVD（低压化学气相沉积法）工艺在SiC纤维预制体中的SiC纤维表面制备PyC涂层，具体步骤为：以丙烯为源气，氮气为稀释气体，将碳化硅纤维编织件置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为900℃，沉积时间为5h，沉积压力为2000Pa，丙烯的流量为200L·h^-1，氮气的流量为100L·h^-1，得到带PyC涂层的SiC纤维预制体，即SiC_f/PyC中间体。

（2）将步骤（1）中得到的SiC_f/PyC中间体置于LPVCS（液态含乙烯基聚碳硅烷）浸渍液中，真空浸渍24h。取出真空浸渍后的中间体放入石墨模具中，在流动氮气气氛下进行交联成型：以升温速率为2℃·min^-1，先升温至180℃，保温1h，然后继续以相同的升温速率升温至交联温度250℃，保温1h，氮气流量为100L·h^-1。取出经过交联的中间体放入裂解炉，在流动氮气气氛中高温裂解，裂解温度为1100℃，升温速率为8℃·min^-1，氮气的流量为3L·h^-1。共进行真空浸渍-交联成型-高温裂解过程9次，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，热模压辅助交联成型过程中保持压力为2MPa，制备得到经过PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

本实施例中的LPVCS先驱体浸渍液是由LPCS（数均分子量为302）、V4（四甲基四乙烯基环四硅氧烷）和氯铂酸催化剂配制而成，氯铂酸与（LPCS+V4）的质量比为1∶10000，LPCS、V4的质量比为1∶0.6。

图1为本实施例制备的经过PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片，由图可知，该复合材料断口参差不齐，纤维拔出较多，表现出韧性断裂特性。

经以上工艺制备得到的SiC_f/SiC复合材料密度为2.17g/cm³，开孔隙率为3.4%，弯曲强度为469.7MPa，断裂韧性为17.4MPa·m^1/2。

实施例2：

一种本发明的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）采用LPCVD工艺在SiC纤维预制体中的SiC纤维表面制备h-BN涂层，具体步骤为：以三氯化硼和氨气为源气，氮气和氢气为稀释气体，将碳化硅纤维编织件置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为700℃，沉积时间为4h，沉积压力1000Pa，三氯化硼的流量为0.6L·h^-1，氨气的流量为1.8L·h^-1，氢气的流量为6L·h^-1，氮气的流量为6L·h^-1，得到带h-BN涂层的SiC纤维预制体，即SiC_f/h-BN中间体。

（2）将步骤（1）中的SiC_f/h-BN中间体置于LPVCS浸渍液中，真空浸渍6h。取出真空浸渍后的中间体放入石墨模具中，在流动氮气气氛下进行交联成型：以升温速率为3℃·min^-1，先升温至200℃，保温0.5h，然后继续以相同的升温速率升温至交联温度350℃，保温1.5h，氮气流量为150L·h^-1。取出经过交联的中间体放入裂解炉，在流动氮气气氛中高温裂解，裂解温度为1100℃，升温速率为8℃·min^-1，氮气的流量为1L·h^-1。共进行真空浸渍-交联成型-高温裂解过程10次，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，热模压辅助交联成型过程中保持压力为3MPa，制备得到经过h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

本实施例中采用的LPVCS浸渍液与实施例1相同。

图2为本实施例制备的经过h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。从图2中可以看出，该复合材料断口参差不齐，纤维拔出较多，表现出韧性断裂特性。

经以上工艺制备得到的SiC_f/SiC复合材料密度为2.23g/cm³，开孔隙率为2.1%，弯曲强度为376.0MPa，断裂韧性为13.7MPa·m^1/2。

实施例3：

一种本发明的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）采用LPCVD工艺在SiC纤维预制体中的SiC纤维表面制备PyC涂层，具体步骤为：以丙烯为源气，氮气为稀释气体，将碳化硅纤维编织件置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为950℃，沉积时间为2h，沉积压力为3000Pa，丙烯的流量为400L·h^-1，氮气的流量为300L·h^-1，得到带PyC涂层的SiC纤维预制体，即SiC_f/PyC中间体。

（2）采用LPCVD工艺在步骤（1）中得到的SiC_f/PyC中间体表面制备h-BN涂层，具体步骤为：以三氯化硼和氨气为源气，氮气和氢气为稀释气体，将SiC_f/PyC中间体置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为900℃，沉积时间为1h，沉积压力为1500Pa，三氯化硼的流量为1L·h^-1，氨气的流量为3L·h^-1，氢气的流量为10L·h^-1，氮气的流量为10L·h^-1，得到带PyC涂层/h-BN涂层的纤维预制体，即SiC_f/(PyC/h-BN)中间体。

（3）将步骤（2）中得到的SiC_f/(PyC/h-BN)中间体置于LPVCS浸渍液中，真空浸渍12h。取出真空浸渍后的中间体放入石墨模具中，在流动氮气气氛下进行交联成型：以升温速率为1℃·min^-1，先升温至150℃，保温0.5h，然后继续以相同的升温速率升温至交联温度400℃，保温1h，氮气流量为50L·h^-1。取出经过交联的中间体放入裂解炉，在流动氮气气氛中高温裂解，裂解温度为1100℃，升温速率为15℃·min^-1，氮气的流量为2L·h^-1。共进行真空浸渍-交联成型-高温裂解过程8次，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，热模压辅助交联成型过程中保持压力为4MPa，制备得到经过PyC涂层/h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

本实施例中采用的LPVCS浸渍液与实施例1相同。

图3为本实施例制备的经过PyC涂层/h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。从图3中可以看出，该复合材料断口参差不齐，纤维拔出较多，表现出韧性断裂特性。

经以上工艺制备得到的SiC_f/SiC复合材料密度为2.14g/cm³，开孔隙率为4.6%，弯曲强度为566.0MPa，断裂韧性为21.5MPa·m^1/2。

实施例4：

一种本发明的SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）采用LPCVD工艺在SiC纤维预制体中的SiC纤维表面制备h-BN涂层，具体步骤为：以三氯化硼和氨气为源气，氮气和氢气为稀释气体，将碳化硅纤维编织件置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为600℃，沉积时间为5h，沉积压力为2000Pa，三氯化的硼流量为0.4L·h^-1，氨气的流量为1.2L·h^-1，氢气的流量为4L·h^-1，氮气的流量为4L·h^-1，得到带h-BN涂层的纤维预制体，即SiC_f/h-BN中间体。

（2）采用LPCVD工艺在步骤（1）中得到的SiC_f/h-BN中间体表面制备PyC涂层，具体步骤为：以丙烯为源气，氮气为稀释气体，将SiC_f/h-BN中间体置于CVD沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，沉积温度为1000℃，沉积压力为4000Pa，沉积时间为2h，丙烯的流量为300L·h^-1，氮气的流量为200L·h^-1，得到带h-BN涂层/PyC涂层的SiC纤维预制体，即SiC_f/(h-BN/PyC)中间体。

（3）将步骤（2）中得到的SiC_f/(h-BN/PyC)中间体置于LPVCS浸渍液中，真空浸渍18h。取出真空浸渍后的中间体放入石墨模具中，在流动氮气气氛下进行交联成型：以升温速率为1℃·min^-1，先升温至170℃，保温1h，然后继续以相同的升温速率升温至交联温度350℃，保温2h，氮气流量为100L·h^-1。取出经过交联的中间体放入裂解炉，在流动氮气气氛中高温裂解，裂解温度为1100℃，升温速率为9℃·min^-1，氮气的流量为1L·h^-1。共进行真空浸渍-交联成型-高温裂解过程10次，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，热模压辅助交联成型过程中保持压力为4MPa，制备得到经过h-BN涂层/PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

本实施例中采用的LPVCS浸渍液与实施例1相同。

图4为本实施例制备的经过h-BN涂层/PyC涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。从图4中可以看出，该复合材料断口参差不齐，纤维拔出较多，表现出韧性断裂特性。

经以上工艺制备得到的SiC_f/SiC复合材料密度为2.20g/cm³，开孔隙率为3.5%，弯曲强度为430.6MPa，断裂韧性为16.6MPa·m^1/2。

对比例：

一种SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

将SiC_f编织件置于LPVCS浸渍液中，真空浸渍12h。取出真空浸渍后的编织件放入石墨模具中，在流动氮气气氛下进行交联成型：以升温速率为1℃·min^-1，先升温至170℃，保温0.5h，然后继续以相同的升温速率升温至交联温度300℃，保温1h，氮气流量为50L·h^-1。取出经过交联的中间体放入裂解炉，在流动氮气气氛中高温裂解，裂解温度为1100℃，升温速率为6℃·min^-1，氮气的流量为2L·h^-1。共进行真空浸渍-交联成型-高温裂解过程10次，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，热模压辅助交联成型过程中保持压力为1MPa，制备得到SiC_f/SiC复合材料。

图5为对比例中制备的未经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料断口形貌的SEM照片。从图5中可以看出，该复合材料断口齐整，表现出脆性断裂特性。

对比例中制备得到的SiC_f/SiC复合材料密度为2.15g/cm³，开孔隙率为2.9%，弯曲强度为148.4MPa，断裂韧性为6.7MPa·m^1/2。

图6为对比例中制备的未经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料、实施例1～4中制备的经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料的各项性能数据的对比图。由图6可知，实施例3中，当首层涂层为PyC涂层，第二层涂层为h-BN涂层时，本发明经过PyC涂层/h-BN涂层界面改性的SiC_f/SiC复合材料的力学性能最佳，弯曲强度和断裂韧性分别达到566.0MPa和21.5MPa·m^1/2。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应该指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下的改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种SiC_f/SiC复合材料的界面改性方法，包括以下步骤：

（1）在SiC纤维预制体的SiC纤维表面制备界面涂层；

（2）以上述带界面涂层的SiC纤维预制体为增强体，以LPVCS为先驱体，采用热模压辅助交联的PIP工艺进行处理，制得经过界面改性的SiC_f/SiC复合材料。

2.根据权利要求1所述的界面改性方法，其特征在于，所述界面涂层为PyC涂层、h-BN涂层或者PyC涂层与h-BN涂层组成的复合涂层。

3.根据权利要求2所述的界面改性方法，其特征在于，所述PyC涂层是由以下方法制备得到：以丙烯为源气，以氮气为稀释气体，将所述SiC纤维预制体置于化学气相沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，得到PyC涂层。

4.根据权利要求3所述的界面改性方法，其特征在于，所述PyC涂层化学气相沉积的工艺参数为：沉积温度为900℃～1000℃，沉积压力为2000Pa～4000Pa，沉积时间为2h～5h，所述丙烯的流量为200L·h^-1～400L·h^-1，所述氮气的流量为100L·h^-1～300L·h^-1。

5.根据权利要求2所述的界面改性方法，其特征在于，所述h-BN涂层是由以下方法制备得到：以三氯化硼和氨气为源气，以氮气和氢气为稀释气体，将所述SiC纤维预制体置于化学气相沉积炉内，采用压差法进行化学气相沉积，得到h-BN涂层。

6.根据权利要求5所述的界面改性方法，其特征在于，所述h-BN涂层的化学气相沉积工艺参数为：沉积温度500℃～900℃，沉积压力500Pa～2000Pa，沉积时间1h～5h，所述三氯化硼的流量为0.4L·h^-1～1L·h^-1，所述氨气的流量为1.2L·h^-1～3L·h^-1，所述氮气的流量为4L·h^-1～10L·h^-1，所述氢气的流量为4L·h^-1～10L·h^-1。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的界面改性方法，其特征在于，所述步骤（2）中，所述热模压辅助交联的PIP工艺包括以下步骤：将带界面涂层的SiC纤维预制体置于LPVCS先驱体中进行真空浸渍，然后将真空浸渍后的SiC纤维预制体在流动氮气气氛中进行交联成型，再将交联成型后的SiC纤维预制体在流动氮气气氛中进行高温裂解，以真空浸渍-交联成型-高温裂解为一次工艺循环进行重复，其中，首次工艺循环的交联成型过程采用热模压进行辅助，最终制得界面改性后的SiC_f/SiC复合材料。

8.根据权利要求7所述的界面改性方法，其特征在于，所述交联成型的过程为：将真空浸渍后的SiC纤维预制体置于模具中，在流动氮气气氛下先升温至150℃～200℃，保温0.5h～1h，然后升温至交联温度250℃～400℃，保温1h～2h，交联过程中氮气流量为50L·h^-1～150L·h^-1，交联成型过程中的升温速率为1℃·min^-1～3℃·min^-1，其中，所述首次工艺循环的热模压辅助交联成型过程保持压力为1MPa～5MPa。

9.根据权利要求7所述的界面改性方法，其特征在于，所述真空浸渍过程中，浸渍时间为6h～24h；所述高温裂解的过程中，裂解温度为1100℃～1400℃，升温速率为5℃·min^-1～15℃·min^-1，氮气流量为1L·h^-1～3L·h^-1。

10.根据权利要求7所述的界面改性方法，其特征在于，所述真空浸渍-交联成型-高温裂解工艺循环的重复次数为7～10次。