航空制造技术　第67卷　第19期　92-101　2024-10-01 出版Aeronautical Manufacturing Techinology, Vol.67, No.19: 92-101
DOI: 10.16080/j.issn1671-833x.2024.19.092

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粉末床熔融–反应烧结碳化硅复合材料制备与吸波性能研究*

王长顺1，2，3，杨庆春1，2，3，胡雨梦1，2，3，由化营1，2，3，闫春泽1，2，3，史玉升1，2，3

（1.华中科技大学，武汉 430074；

2.华中科技大学材料成形与模具技术全国重点实验室，武汉 430074；

3.华中科技大学增材制造陶瓷材料教育部工程研究中心，武汉 430074）

[摘要]　本文通过高速搅拌制备了适用于粉末床3D打印的酚醛包覆原料，采用粉末床熔融制备了碳化硅和碳纤维坯体，并结合后续浸渍增密和反应烧结获得了分别含碳化硅粉末和碳纤维粉末的两种碳化硅复合材料。对比研究了两种材料的微观形貌、物相特征及力学性能，并对其介电参数进行了系统分析，通过计算得到了吸波性能。结果表明，碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料具备更优异的力学性能和吸波性能，其抗弯强度达到了（289 ± 22.4） MPa，体积密度为（2.69 ± 0.05） g/cm3，开孔率低至0.472%。当材料厚度为2.77 mm时，CF–S复合材料的最小反射损耗（RLmin）值在11.14 GHz处达到了–40.7 dB；当厚度增加至6 mm时，RLmin值在5.77 GHz处达到了–35.1 dB。该材料可以在高温氧化工况下维持良好的吸波性能。研究结果为吸波–结构一体化碳化硅复合材料构件的制备提供了技术和理论支撑。

关键词：粉末床熔融；反应烧结；碳化硅复合材料；吸波；结构–功能一体化

Study on Preparation and Absorption Properties of Silicon Carbide Composites by Powder Bed Fusion–Reaction Sintering

WANG Changshun1,2,3, YANG Qingchun1,2,3, HU Yumeng1,2,3, YOU Huaying1,2,3, YAN Chunze1,2,3, SHI Yusheng1,2,3

(1.Huazhong University of Science and Technology, Wuhan 430074, China;

2.State Key Laboratory of Materials Processing and Die & Mould Technology, Huazhong University of Science and Technology, Wuhan 430074, China;

3.Engineering Research Center of Ceramic Materials for Additive Manufacturing, Ministry of Education, Huazhong University of Science and Technology, Wuhan 430074, China)

[ABSTRACT]　In this study, the phenolic coating material suitable for powder bed 3D printing was prepared by high-speed stirring. The silicon carbide and carbon fiber green parts were then produced through powder bed fusion. Two types of silicon carbide composite materials containing silicon carbide powder and carbon fiber were obtained through subsequent impregnation and densification or reaction sintering processes. The microstructures, phase characteristics, mechanical properties, and permittivities of the two materials were compared in order to analyze their wave-absorbing properties via calculation. The results indicate that carbon fiber/silicon carbide composite has better mechanical properties and wave-absorbing properties with a bending strength reaching (289±22.4) MPa, bulk density of (2.69±0.05) g/cm3, porosity reaching 0.472%. When the composite thickness is 2.77 mm, the minimum reflection loss (RLmin) of CF–S composite reaches –40.7 dB at 11.14 GHz; when the thickness increased to 6 mm, the RLmin value reaches –35.1 dB at 5.77 GHz. The composite maintains good wave-absorbing performance under high temperature oxidation condition. These research findings provide technology and theory supports for the integrated wave-absorption–structure silicon carbide composites.

Keywords: Powder bed fusion; Reaction sintering; Silicon carbide composite; Wave absorbing; Structure–function integration

引文格式：王长顺, 杨庆春, 胡雨梦, 等. 粉末床熔融–反应烧结碳化硅复合材料制备与吸波性能研究[J]. 航空制造技术, 2024, 67(19): 92–101.

WANG Changshun, YANG Qingchun, HU Yumeng, et al. Study on preparation and absorption properties of silicon carbide composites by powder bed fusion–reaction sintering[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2024, 67(19): 92–101.

通讯作者：闫春泽，教育部长江学者特聘教授，博士生导师，国家重点研发计划首席科学家，研究方向为高性能陶瓷增材制造技术与装备、高性能特种工程聚合物增材制造技术与装备、连续纤维增强复合材料机器人增材制造技术与装备以及基于增材制造的生物制造技术。

随着高推重比航空发动机产业的快速发展，航空发动机热端部件承受着更为严苛的工作环境，不仅要求材料须具有优异的力学性能，还要能够躲避雷达探测。传统高温合金材料无法满足在极高温度下的力学性能要求，且一般导电性好的金属对电磁波呈反射特性，而碳/碳材料也因其电导性高同样对电磁波呈反射特性。因此，航空发动机热端部件（如燃烧室、喷管和涡轮等）对材料提出了耐热、高强、吸波等结构–功能一体化的性能要求。碳化硅（Silicon carbide，SiC）陶瓷因出色的力学性能、抗氧化性、耐腐蚀和耐高温等综合性能成为航空发动机热端构件的理想材料，且SiC是一种半导体材料，具有介电性能可调的特点，是高温吸波结构的理想材料。然而，因反应烧结SiC复合材料存在固有脆性的问题，且传统加工方法难以制备复杂形状构件，限制了SiC复合材料在吸波方面的研究和应用。

吸波材料调控最重要的是平衡阻抗匹配和损耗能力。目前多数研究认为孔隙结构可以增加吸波材料的阻抗匹配能力，多孔结构SiC陶瓷孔隙率一般可达70%以上，更容易实现电磁波在材料内部的多重反射损耗。Liu等[1]以苹果的天然多孔结构为框架，通过冻干成型和气相硅反应获得的多孔SiC最小反射损耗（Minimum refection loss，RLmin）值可达–60 dB，有效吸收带宽为4 GHz（14~18 GHz）。Su等[2]通过两步化学气相沉积法制备了密度极低的SiC纳米线/SiC复合材料，其RLmin值可达–52.49 dB。Dai等[3]制备的SiC/C凝胶材料也展现了优异的吸波性能，其RLmin值为–52.6 dB。本文课题组前期的研究也证明了多孔SiC复合材料确实具备优异的吸波性能[4–5]，这与多孔材料良好的阻抗匹配特性、多重反射损耗和强界面极化等机制密切相关。然而，目前文献中报道的多孔SiC力学性能较差，难以在实际工况中获得应用，与预期的结构–吸波一体化需求仍有较大差距。反应烧结SiC为高致密材料，致密度可达98%以上，在高温下仍然具有优异的力学性能。然而，反应烧结SiC因渗硅工艺无法完全避免残硅，因此是一种典型的多界面材料，目前针对反应烧结制备SiC材料的吸波性能研究相对较少。

当前，多孔SiC吸波材料在力学性能上存在局限性，因此组分可调SiC纤维成为高温吸波结构的潜力材料。Li等[6]制备了芯壳型ZrO2–SiC/SiO2连续纤维，RLmin值可达–18.1 dB。Huang等[7–8]通过在SiC纤维表面负载碳纳米管阵列和磁性FeNi–SiO2薄膜，分别实现了–56.2 dB和–55.2 dB的最小反射损耗，有效带宽也十分可观。尽管如此，SiC纤维因其脆性特征在复杂航空构件一体化成型方面仍面临较大挑战，碳材料和磁性材料的改性措施在高温高氧环境下面临失效风险，且当前SiC纤维成本较高，难以大量使用。

从以往的研究中可以发现，高温吸波结构SiC材料面临性能单一、力学性能–吸波性能不匹配、复杂构件难成型等问题。增材制造技术可以实现复杂构件的一体化成型，解决传统工艺在零件制备上的“柔性”制造问题[9]。本文课题组前期在粉末床熔融增材制造SiC材料时进行了力学性能[10]、轻量化点阵结构[11]及吸波性能[4–5]等方面的研究，但目前仍缺少针对高致密、高强度SiC材料的吸波性能探究。因此，本文采用粉末床熔融增材制造技术结合反应烧结的思路，在实现复杂构件一体化成型的同时，实现了高强度和优异吸波性能的结构–功能一体化SiC复合材料的制备。

1　试验及方法

1.1　试验材料

试验所用材料为绿SiC粉（α–SiC，粒度F240，粒径D50=50 μm，潍坊新方精细微粉有限公司），碳纤维（Carbon fiber，Cf）粉（200目，南京纬达复合材料有限公司），酚醛树脂（热固性2123，河南恒源新材料有限公司），无水乙醇（分析纯，国药化学试剂有限公司），硅颗粒（直径3~5 mm，淄博晟业新材料科技有限公司）。SiC复合材料制备流程如图1所示。

图1　SiC复合材料制备流程

Fig.1　Preparation process of SiC composites

1.2　制备过程

1.2.1　酚醛包覆复合粉材制备

以无水乙醇为溶剂，加入与无水乙醇质量比为1∶1的酚醛树脂粉末，超声4 h制备用于包覆的酚醛树脂溶液。将待包覆的SiC粉末投入到高速搅拌混料机中，并设置搅拌温度为85 ℃，转速为500 r/min，随着粉体实际温度升高至80℃以上，用蠕动泵将制备好的酚醛树脂溶液逐渐泵入到高速搅拌机料缸中，蠕动泵流速设置为50 mL/min，在粉体的快速搅拌和温度作用下，酚醛树脂溶液中的无水乙醇逐渐挥发，酚醛树脂则包覆在SiC颗粒上，获得所需的酚醛树脂包覆SiC粉材。上述过程中酚醛树脂粉末与SiC粉末的体积比为2∶8。采取同样的制备过程制备酚醛树脂包覆Cf粉，酚醛树脂粉与Cf粉的体积比也为2∶8。

1.2.2　粉末床熔融成型

粉末床熔融设备（HK C250，武汉华科三维有限公司）是专门用于陶瓷材料成型的试验型设备，其成型缸台面积为250 mm×250 mm，并配备100 W的CO2激光器（精度为±0.2 mm）。在进行坯体成型时，所采用的主要参数为激光功率10 W、填充速率2500 mm/s、分层厚度0.15 mm、扫描间距0.05 mm、加工温度55 ℃。为控制变量，针对酚醛树脂包覆SiC/Cf两种粉材采用同样的成型参数。在素坯体成型后，取出样品，清理残余粉末，并将样品送入烘箱进行后固化，固化温度设置为180 ℃，固化2 h后（固化过程需对样品进行包埋处理，以防止样品在树脂软化阶段发生变形）获得坯体。根据组分不同，SiC粉和Cf粉的坯体分别记作SC–G和CF–G。

1.2.3　浸渍增密

将坯体放入质量分数为50%的酚醛树脂溶液中，抽真空进行浸渍增密，真空度保持在100 Pa，保压时间2 h。浸渍完成后，对样品进行再固化，固化参数同1.2.2节，因坯体已经预先固化定型，这一过程无需包埋。固化后将样品进行热解碳化处理，热解碳化参数为升温速率3 ℃/min、碳化温度800 ℃、保温时间2 h，整个过程在流动的高纯氩气气氛下进行。进行一次碳化后，再将样品进行一次浸渍碳化，完成浸渍增密过程，获得预制体。SiC粉和Cf粉的预制体分别记作SC–P和CF–P。

1.2.4　反应烧结

将上述浸渍增密的样品置于氮化硼坩埚中，称取2倍于预制体质量的硅颗粒，将样品上下包埋进行反应烧结。反应烧结过程的参数设置为升温速率5 ℃/min、温度1600 ℃、保温时间2 h，以此对SC–P进行烧结温度–力学性能的探究。之后用确定的烧结温度对SC–P和CF–P进行反应烧结，获得SiC陶瓷基复合材料，分别记为SC–S和CF–S。

1.2.5　表征测试

微观形貌表征采用场发射扫描电子显微镜（JSM–7600F，日本电子）；物相分析采用X射线衍射仪（XRD–6100，日本岛津公司）；力学性能测试采用万能材料试验机（Zwick Z020，德国Zwick/Roell集团）；抗弯强度测试参考标准GB/T 6569—2006；材料开孔率和体积密度测试采用阿基米德法，参考标准GB/T 25995—2010；材料介电实部虚部测试采用同轴法，试样为同轴环，内部直径为3.04 mm，外部直径为7 mm，厚度为2~3 mm，试验设备采用矢量网络分析仪（Agilent E5071C，美国安捷伦公司）。

2　结果与讨论

2.1　原料微观形貌、物相分析及介电常数

图2和3分别为SiC粉末和Cf粉末的微观形貌和物相特征。从图2（a）中可以看出SiC粉末有尖锐的棱角，会影响SiC材料在打印过程中的铺粉效果。经表面包覆酚醛树脂后，尖锐的棱角被均匀包裹，颗粒尺寸较为均匀，SiC粉末颗粒整体形貌变得较为圆润（图2（b）），成型后的SC–G坯体形貌显示SiC颗粒分布较为均匀（图2（c））。对SiC粉末和Cf粉末进行XRD物相分析发现，图3（a）中SiC粉末为典型的SiC–6H晶型（PDF#72–0018）。Cf粉末呈现棒状（图2（d）），没有明显的碎颗粒，这利于提高SiC复合材料的力学性能。经包覆后，如图2（e）所示，Cf粉末表面也被均匀地包裹上一层酚醛树脂，树脂将Cf粉末黏结在一起，形成“造粒”效果，成型后的CF–G坯体没有明显的纤维团聚现象，纤维分布较为均匀（图2（f）），说明这种包覆方法适于Cf包覆粉料的打印成型。因由丙烯腈裂解制备得到，Cf的物相特征（图3（b））呈现出非晶特征，没有尖锐的特征峰出现。从粉体制备的效果来看，本文所采用的酚醛树脂高速搅拌蒸发制备包覆粉体的方法，不仅可以大幅提高制粉效率，且可以针对多种形态的原料进行增材适应性粉材的制备。

图2　材料的微观形貌

Fig.2　Microstructures of materials

图3　原材料的物相特征

Fig.3　Phase characteristics of raw materials

图4为SiC粉末和Cf粉末原料的介电常数。Cf粉末的介电常数实部值和虚部值都要远高于SiC粉末。Cf粉末的实部值（40以上）和虚部值均较高，是典型的导电损耗型材料，但高实部值和虚部值会导致阻抗严重失配（空气阻抗值为1），对电磁波呈反射特性。而SiC粉末的介电常数较小，虚部值接近于0，表明其损耗能力较弱，对电磁波呈透过特性。因此，这两种原料均不宜直接作为吸波材料使用。

图4　原材料的介电常数

Fig.4　Dielectric constants of raw materials

2.2　SiC复合材料微观形貌和物相分析

图5为两种SiC复合材料的断口形貌特征。如图5（a）所示，SC–S复合材料的断口呈现典型的脆性断裂特征，放大后（图5（b））的形貌显示其断口平滑整齐；而CF–S的断口形貌（图5（c））较为粗糙，且存在明显的阶梯状形貌特征，这一现象与打印过程中的叠层成型有密切关系，Cf复合粉末会在铺粉辊的推动下呈现沿水平方向分布的特点，而这一过程会导致最终烧制的陶瓷呈现各向异性，因此在过载断裂时，裂纹会随着载荷在层间的传递出现偏转行为，进而出现阶梯状的特征，而阶梯断口间的间距约为打印层厚度（0.15 mm）。对CF–S断口进行放大（图5（d）），发现该断口较为粗糙，没有明显的平滑特征，这与CF–S的物相组成有关，该材料在制备时没有采用SiC粉末为原料，新生成的SiC相晶粒更为细小，从而利于提高材料力学性能。以上分析中所描述的阶梯状及粗糙断裂特征均会在断裂时消耗更多的能量，最终表现为材料强度的提升。

图5　SiC复合材料的微观形貌

Fig.5　Microstructures of SiC composites

相比于传统成型方式，粉末床熔融3D打印过程中铺粉辊仅对粉床施加较小的压力，因此素坯体积密度稍低，需要进行浸渍增密，从而提高反应烧结过程中新生成SiC的含量，并降低残硅含量。图6为两种SiC复合材料的物相XRD测试结果，SC–S含有α–SiC、β–SiC和Si 3种相；CF–S含有β–SiC和Si两种相，而Cf在反应烧结中难以避免被硅腐蚀，且呈现非晶特征，因此在结果中未被检出。CF–S中β–SiC含量明显高于SC–S。相较于α–SiC，β–SiC晶体内部有较多缺陷（如层错、孪晶等），这些特征将更有利于材料内部偶极子的极化损耗。图6（b）和（c）为CF–S的金相微观形貌，从图6（b）中可以看到大量分布的黑色区域，这些区域为未反应的Cf聚集区，是典型的粉末床熔融成型Cf/SiC微观特征[12]。进一步对图6（b）中框选位置放大得到图6（c），其中亮白色区域为反应烧结过程中残余的Si；暗灰色区域为反应生成的β–SiC，具有棒状形态的部分为Cf，试验中所使用的Cf均由丙烯腈裂解得到，具有较高的活性，因此部分Cf也可转化为β–SiC[13]。

图6　SiC复合材料物相特征及物相分布状态

Fig.6　Phase characteristics and distribution of SiC composites

2.3　SiC复合材料力学性能分析

作为典型的高温吸波结构材料，SiC的结构性能是获得实际应用的基础，图7为两种SiC复合材料的弯曲强度、体积密度及开孔率对比。CF–S的力学性能相较SC–S得到了一定提升，其弯曲强度相较SC–S提升了38.9%，达到（289±22.4）MPa；体积密度降低了8.5%，达到（2.69±0.05）g/cm3；开孔率降低了21.9%。CF–S不仅在力学性能上得到大幅度提升，且密度低于SC–S，达到了一定的轻量化效果。Cf在反应烧结时尽管被腐蚀，但是其芯部依旧保留了一定的碳，仍能够发挥力学性能的强化效果。以较高的强度为基础，CF–S可通过3D打印技术获得理想的结构形态，从而实现进一步的轻量化及超材料结构的吸波效果。

图7　SiC复合材料的结构性能

Fig.7　Structure properties of SiC composites

2.4　SiC复合材料介电特性与吸波性能分析

根据以上结果与分析可知，相比于SC–S SiC复合材料，CF–S SiC复合材料在密度相对较低的情况下具备更优异的力学性能，这与Cf的轻量化和强化作用密不可分。根据上述物相分析可知，SC–S复合材料由α–SiC、β–SiC和多晶Si组成，而CF–S复合材料由Cf、β–SiC和多晶Si组成，这种多物相组成有利于在材料内部形成大量异质界面，从而增强电磁波的损耗能力。本文研究的SiC材料没有磁性，是典型的介电型吸波材料，因此一般只需考虑其介电常数对吸波性能的影响。相对介电常数通常以εr（εr = εr/ε0）来表示，即[14]

εr=ε′−jε″（1）

式中，ε′为实部，表示材料在电场作用下的极化能力；ε″为虚部，表示在电场作用下电偶极矩重排引起的电损耗能力；j为虚数单位。两种SiC复合材料的介电参数如图8所示。由图8（a）可知，在2~18 GHz的频率范围内，两种复合材料具有相似的介电实部值变化趋势，SC–S的实部值整体略大于CF–S；由图8（b）可知，SC–S的虚部值变化平缓，在11 GHz和16 GHz处分别有2个鼓包，而CF–S的虚部值在11.5 GHz之前变化平缓，之后则快速上升。材料在极化过程中的损耗能力以损耗角正切tanσε（tanσε = ε″/ε′）表示，如图8（c）所示，CF–S的极化损耗能力在11.5 GHz之前基本与SC–S持平，之后则快速超过SC–S。另一个表示电磁波衰减常数的物理量α为[15]

     α=2πfc⋅ε″μ″−ε′μ′+(ε″μ″−ε′μ′)2+(ε″μ′+ε′μ″)2（2）

式中，f为频率；c为光在空气中传播的速度；μ′为磁导率实部；μ″为磁导率虚部。如图8（d）所示，CF–S的衰减常数在13 GHz之前略低于SC–S，而后大幅度提高。图8（e）和（f）为两种材料的Cole–Cole曲线，用以确定材料内部的损耗机制，若实部和虚部的关系曲线形成的半圆弧代表介电损耗，每一个半圆代表1个极化弛豫过程，而Cole–Cole曲线上的直线则代表传导损耗。SC–S的Cole–Cole曲线中有明显的半圆弧，但没有明显的直线部分，因此是典型的极化损耗材料，这是因为该材料中存在α–SiC、β–SiC和多晶Si的异质界面，有利于产生物相界面极化，导致更多的弛豫过程。CF–S的Cole–Cole曲线中半圆弧明显比SC–S多，是因为CF–S由Cf、β–SiC和多晶Si组成，因此CF–S具有更多的物相界面极化损耗，而Cf在复合材料中仍然具有导电能力，在曲线尾端上扬的直线也印证了导电损耗的存在。因此可知，SC–S不存在导电损耗，而CF–S具备一定的导电损耗。CF–S具有的界面极化损耗和导电损耗将有利于电磁波在其内部的耗散。

图8　SiC复合材料的介电参数

Fig.8　Permittivity of SiC composites

损耗特性仅能反映材料对电磁波的耗散能力，实际应用时还需要考虑阻抗匹配特性，保证电磁波能够尽可能多地进入材料内部，二者共同决定材料的吸波能力。材料阻抗Zin可通过式（3）计算[16]。

Zin=Z0μrεrtanh[j2πfdcμrεr]（3）

式中，Zin和Z0分别为归一化输入阻抗和本征阻抗；d为材料厚度；εr为相对介电常数；μr为相对磁导率；tanh为双曲正切函数。因此可以看出，阻抗是一个与厚度相关的物理量。|Zin/Z0|被用来衡量材料与自由空间的阻抗匹配能力，其值越接近于1，说明材料与自由空间之间的阻抗匹配能力越好。如图9（a）~（c）所示，SC–S的|Zin/Z0|值与1的差距较大，阻抗匹配能力较差；而CF–S在一定厚度具有适当的|Zin/Z0|值（图9（b）~（c）），展现较好的阻抗匹配能力。因此，尽管SC–S和CF–S二者的损耗能力（ε″）差距不大，但CF–S的阻抗匹配能力要优于SC–S。阻抗匹配与损耗特性共同决定材料的反射损耗（Reflection loss，RL），即[17]

RL=20lg|Zin−Z0Zin+Z0|（4）

当材料的RL值在某个波段内达到–10 dB以下时，则称该波段为有效吸收带宽（Effective absorbing bandwidth，EAB）。通常用RLmin和EAB反映材料的吸波能力。因此，通过图9（d）~（f）可以判断，SC–S的吸波能力较差，不存在有效吸收带宽；而CF–S在一定厚度下具备较好的吸波能力，当材料厚度为2.77 mm时，其RLmin值在11.14 GHz处达到了–40.7 dB，表示可以吸收99.99%的电磁波，相应的EAB为1.33 GHz（频率范围10.71~12.04 GHz）。此外，可以通过增加材料厚度实现有效吸收（图9（f）），且RLmin值对应的频率随厚度增加而减小，这一现象可以用1/4波长理论来解释[18]。由CF–S的阻抗匹配值和RL值对应关系来看，当材料具备损耗能力时，|Zin/Z0|越接近1，材料将会出现RLmin，且阻抗匹配值也满足1/4波长理论。以上结果表明，致密的SiC复合材料也具有一定的吸波性能，在其优异力学性能的支撑下，有望成为一种可用的高温吸波结构材料。

图9　SiC复合材料阻抗匹配与吸波性能

Fig.9　Impedance matching and wave-absorbing performance of SiC composites

为研究CF–S复合材料在高温环境下的电磁吸波特性，将制备好的材料分别在800 ℃、1000 ℃和1200 ℃条件下进行高温热氧化1 h，然后在室温环境中测试材料的介电常数，结果见图10。如图10（a）所示，CF–S的介电常数实部呈现无规则变化，随着频率增加至8 GHz以上时，氧化温度升高，实部的振动幅度增大，而材料虚部值也呈现类似的变化（10（b））。这种现象与介电弛豫时间有关，可用式（5）表示[19]。

ε′=12πτε″f+ε∞（5）

式中，τ为弛豫时间；ε∞为光介电常数（ε∞=limω→∞εr，其中ω为角频率，ω=2πf）。由式（5）可以看出，当发生极化损耗时，ε'与ε″/f之间呈线性关系。复合材料的弛豫时间是一个变化的量，不同的极化弛豫具有不同的弛豫时间，对电磁波能量衰减的贡献也不同[19]。对于CF–S材料来说，随着氧化温度的提升，表面逐渐氧化后生成SiO2相[20]，在这种情况下，CF–S材料的异质界面极化损耗会更加明显。此外，β–SiC相中在反应过程中出现的层错等缺陷致使偶极子极化[21]。如图10（d）~（f）所示，在不同高温氧化温度下，CF–S仍然具有较好的吸波性能（具体数值已在图中标出），说明CF–S具备高温工况下吸波应用的潜能。

图10　CF–S高温热氧化后的介电常数与吸波性能

Fig.10　Permittivity and wave-absorbing performance of CF–S composites after high-temperature oxidation

由以上结果和分析可知，CF–S具有优异的电磁波吸收性能，其吸波机制如图11所示。CF–S由Cf、β–SiC和多晶Si组成，这3种相之间的电性能差异较大，在致密SiC微观组织内部互相构成大量异质界面，在交变电场中促进电荷积累和偶极子的形成，导致材料内部界面的极化损耗，同时还会伴随着偶极子损耗[22]。此外，Cf组成的交联结构形成了有效的导电网络，电流在网络内部被感应，从而促进导电损耗的产生。偶极子极化也是电磁波损耗的重要机制之一，在外电场作用下，无规则分布的电荷重排会形成电偶极矩，且可以随着交变电场方向的变化而变化，电偶极矩重排过程会消耗一定能量，从而对电磁波形成消耗[23]。表1[6，24–27]对比了本文工作与近期有关SiC复合材料性能的研究，可以明显看出本文CF–S复合材料在力学性能方面具有突出优势，其RLmin值在室温和高温工况下均处于较低水平，RLmin值越低表明材料对电磁波的损耗能力越强；但其EAB值有待提高。从表1还可以看出，文献中大部分研究对象为多孔SiC陶瓷，而针对致密SiC材料吸波性能的研究较少，本文工作是对3D打印致密SiC材料吸波性能研究的一次有益尝试。

图11　CF–S复合材料电磁波损耗机制示意图

Fig.11　Schematic illustration of electromagnetic wave loss mechanism of CF–S composites

表1　SiC材料性能对比

Table 1　Performance comparison of SiC materials

材料 RLmin/dB EAB/GHz 抗弯强度/MPa 温度/℃ 参考文献
SiC气凝胶 –43 4.0 2.12 25 [24]
Binary SiC –29 3.2 34.25 25 [25]
–51 3.2 — 600
SiCnw/C/Si3N4 –25 4.2 168 600 [26]
ZrO2–SiC/SiO2 –18.1 5.52 — 25 [6]
SiOC –23.5 4.9 16.8 25 [27]
Cf/SiC –40.7 1.32 289 25 本文
–14.2 0.85 — 800
–33.96 1.88 — 1000
–34.95 0.26 — 1200

2.5　SiC复合材料复杂构件实例

由上述分析可知，以Cf粉末为原料，通过粉末床熔融结合反应烧结制备的Cf/SiC复合材料有潜力在高温吸波结构部件上获得应用。但复合材料的有效吸收带宽还有待提高，文献[28–29]提到引入宏观超材料是实现宽频吸收的有效手段。通过粉末床熔融制备的Cf/SiC复合材料复杂构件如图12所示。粉末床熔融3D打印技术可一体化成型复杂构件，宏观结构调控对吸波性能的影响将在后续工作中展开。

图12　粉末床熔融–反应烧结制备的复杂构件

Fig.12　Complex components prepared by powder bed fusion–reaction sintering

3　结论

（1）以SiC粉末和Cf粉末为原料，通过粉末床熔融结合反应烧结制备了两种SiC复合材料，对比研究了二者的力学性能。结果表明，添加Cf显著提升了复合材料的力学性能，CF–S复合材料抗弯强度可达（289±22.4）MPa，体积密度为（2.69±0.05）g/cm3，开孔率仅为0.472%。CF–S力学性能指标均优于SC–S，且达到了一定的轻量化效果。

（2）在力学性能对比的基础上，对比了两种SiC复合材料的电磁波吸收性能。结果表明，SC–S复合材料的阻抗匹配性能低于CF–S，没有明显的电磁波吸收效果。CF–S的最小反射损耗（RLmin）呈现随厚度增加向低频移动的行为，当材料厚度为2.77 mm时，CF–S复合材料的RLmin值在11.14 GHz处达到了–40.7 dB；当厚度增加至6 mm时，其RLmin值在5.77 GHz处达到了–35.1 dB。CF–S高温氧化后的吸波能力则表明该材料可用于高温工况。上述结果表明，粉末床熔融结合反应烧结制备的Cf/SiC复合材料在特定频率下具备一定的电磁波吸收效果，展现出结构–功能一体化特性，有望在适用于极端环境的构件上获得应用。

　王长顺　博士研究生，研究方向为基于粉末床增材制造的碳化硅复合材料制备与结构–功能一体化研究。

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（责编　晓月）