本发明涉及一种陶瓷材料，尤其涉及一种C-SiCN复合材料。
背景技术：
有机聚合物热解法制得的非晶SiCN陶瓷具有优良的物理、力学性能，如热膨胀系数低、硬度高、抗蠕变及抗氧化性能优异。以非晶SiCN陶瓷为基体的纤维增强陶瓷基复合材料的应用非常广泛。
作为航空工业高温结构用材料，陶瓷基复合材料要求具有耐高温、长寿命和很高的可靠性。典型的C/SiC复合材料，它在疲劳载荷作用下的使用寿命、失效机理及影响因素已经广泛应用与实际生产中。而C/SiCN具有更为优异的力学性能，其疲劳行为对生产材料的优化、替换十分重要。
技术实现要素：
本发明的目的是为了改善陶瓷材料的稳定性，设计了一种C-SiCN复合材料。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
C-SiCN复合材料的制备原料包括：C-SiCN基体，选用六甲基二硅氮烷为前驱体。
C-SiCN复合材料的制备步骤为：将预制物增强体放在烘箱中烘干，在预制物增强体两端上下放置石墨垫块并紧固后放置在铜电极上，向放置预制物增强体的沉积室注入前驱物六甲基二硅氮烷，并连续通入氮气排除沉积室内空气，接通电源加热预制物增强体，在10分钟由室温均匀升到700～900℃，期间不断注入六甲基二硅氮烷前驱物保持液面高度，保温0.5～15小时后关闭电源，自然降温至室温。在真空高温环境中非晶SiCN陶瓷易于晶化，发生分解、分相、结晶并伴随气体释放，部分或全部转变为SiC晶体。晶化过程会影响到C/SiCN的疲劳行为，因此在使用之前对材料进行真空预热处理，可使其预先晶化以获得稳定的物相和结构。1500℃是合适的预热处理温度。
C-SiCN复合材料的检测步骤为：所用试样分为两组，一组为未热处理原样(标号：NHTCS)，另一组为1500℃真空热处理试样(标号：HTCS)。疲劳应力为40MPa，循环频率为60Hz，应力比R—O.1，正弦波形式。试验温度选取1100℃、1300℃和1500℃三个温度点，真空环境(10-4Pa)。
本发明的有益效果是：
非晶SiCN陶瓷具有优良的物理、力学性能，如热膨胀系数低、硬度高、抗蠕变及抗氧化性能优异等性能。制备了碳纤维增强SiCN陶瓷基复合材料(C/SiCN)，NHTCS材料因非晶SiCN的晶化造成大量气体挥发，质量损失明显，尤其在1100～1500℃区间损失严重。对于HTCS试样，质量损失相对较小，体现出良好的预热处理稳定化效果。C/SiCN在疲劳过程中组织结构变化表现为基体脱落、纤维拔出、纤维断裂过程，最终裂纹扩展直至失效。C/SiCN的电阻变化率随实验进程先降后升，变化率与组织结构变化进程密切相关。相对于预稳定化处理的HTCS，NHTCS的电阻变化程度较小，体现了良好的稳定化效果。
具体实施方式
实施案例1：
C-SiCN复合材料的制备原料包括：C-SiCN基体，选用六甲基二硅氮烷为前驱体。C-SiCN复合材料的制备步骤为：将预制物增强体放在烘箱中烘干，在预制物增强体两端上下放置石墨垫块并紧固后放置在铜电极上，向放置预制物增强体的沉积室注入前驱物六甲基二硅氮烷，并连续通入氮气排除沉积室内空气，接通电源加热预制物增强体，在10分钟由室温均匀升到700～900℃，期间不断注入六甲基二硅氮烷前驱物保持液面高度，保温0.5～15小时后关闭电源，自然降温至室温。在真空高温环境中非晶SiCN陶瓷易于晶化，发生分解、分相、结晶并伴随气体释放，部分或全部转变为SiC晶体。晶化过程会影响到C/SiCN的疲劳行为，因此在使用之前对材料进行真空预热处理，可使其预先晶化以获得稳定的物相和结构。1500℃是合适的预热处理温度。C-SiCN复合材料的检测步骤为：所用试样分为两组，一组为未热处理原样(标号：NHTCS)，另一组为1500℃真空热处理试样(标号：HTCS)。疲劳应力为40MPa，循环频率为60Hz，应力比R—O.1，正弦波形式。试验温度选取1100℃、1300℃和1500℃三个温度点，真空环境(10-4Pa)。
实施案例2：
NHTCS和HTCS经历30h真空拉一拉疲劳后的质量变化，对于NHTCS，在1100℃疲劳实验后的质量损失率很小，30h实验后的质量损失率为0.9%。损失主要是由非晶SiCN中残余的聚合物以及H的挥发造成的。随温度升高，质量损失率明显增加，1300℃疲劳30h后的质量损失率约为3.2%；1500℃疲劳30h后的质量损失率约为7.7%。疲劳过程促进C/SiCN内部的裂纹张开，使材料结构更加开放。真空及疲劳应力促进非晶SiCN基体分解和结晶，并释放大量气体(N2、SiO、C0等)，引起质量损失。温度越高，分解和晶化越剧烈，质量损失越大。在较低温度(1100℃和1300℃)下，质量降低趋势平缓；但在较高温度(1500℃)下，0-5h内非晶SiCN基体分解和结晶剧烈，造成质量急剧下降，5h之后质量降低趋于平缓。此种变化趋势与高温下非晶SiCN基体的晶化行为相关。对于HTCS试样，质量损失相对较小。在1100℃、1300℃、1500℃疲劳30 h后均只有微量的质量损失，分别为0.5%、1.8%和2.1%，体现出良好的预热处理稳定化效果(少量的损失是由于HTCS内未完全晶化的非晶SiCN在实验过程中继续分解造成的)。
实施案例3：
C/SiCN的疲劳破坏是以裂纹扩展直至最终失效为表征，裂纹扩展机理可分为3个阶段。裂纹萌生阶段。在加载初期，当拉应力超过基体开裂强度时，基体上开始萌生微裂纹，随疲劳次数的增加，新生裂纹逐渐增多。裂纹长大阶段。在循环加载作用下，SiCN基体上的裂纹逐渐形成宏观尺度的“张开”型裂纹，并向界面扩展。界面控制裂纹扩展方向。当裂纹扩展到界面，若界面结合强，裂纹不改变扩展方向，直接穿过界面导致纤维突然脆断，若界面结合弱，界面内存在缺陷，裂纹扩展至此因能量释放而停止；或者在界面剪切应力作用下，裂纹改变扩展方向，在界面内呈“滑开”型沿纤维方向扩展，导致纤维与基体脱粘。与NHTCS试样相比，稳定化热处理后的HTCS试样在疲劳实验后，其组织结构变化过程与前者相似，疲劳损伤破坏机理相同。
实施案例4：
C/SiCN在疲劳过程中的变形和损伤可引起电阻变化，两类试样的电阻变化率在0-1h内逐渐下降，其中NHTCS的下降率较大，随疲劳时间延长，电阻逐渐增加，且NHTCS的电阻增加较快。疲劳实验5h后，两类试样的电阻增加率为正值，随疲劳时间延长，电阻增加率逐渐减小。在整个变化过程中，NHTCS的电阻变化率总是大于HTCS。材料内部结构的变化决定了电阻变化。在C/SiCN中，C纤维的电阻率很小，属于良导体，SiCN基体的电阻率较大。属于弱导体，C/SiCN的导电性能主要受C纤维控制。在疲劳过程初期，基体裂纹处于萌生、扩展阶段，造成基体间接触不连续，导致电阻增加；但另一方面．C纤维在疲劳载荷的作用下，编织结构发生变化，纤维束被拉直，纤维相互接触程度变大，与界面的接触范围增加，导致电阻降低。在疲劳实验初期，后者对电阻的影响远大于前者，因此表现出0-1h内电阻降低。随着疲劳时间的延长，材料的电阻增加，原因在于促进电阻增加因素的影响大大占优。在长时间疲劳应力作用下，基体中的微裂纹逐步扩展到界面，并在界面处发生偏转、滑移，从而造成C纤维与SiCN基体脱粘、纤维断裂和拔出等。C纤维磨损或断裂导致导电面积减小，极大地促进了C/SiCN电阻的增加。根据电阻变化，也可以推测在2.5 h左右，试样中已经发生明显的纤维损伤(此时电阻开始由负值变为正值)。而对于NHTCS和HTCS来说，后者的电阻变化率始终小于前者。其原因在于HTCS中非晶SiCN基体已经部分晶化，物相相对稳定；而对于NHTCS，在实验过程中非晶SiCN的晶化趋势强烈，引起基体分解和气体释放，造成较大的电阻变化。