航空武器装备高温部位的隐身，比常温部位的难度更大。大多数以磁损耗为主的涂覆型吸波材料在“以X波段为主兼顾L、S、C、Ku波段”具有良好的吸波性能，基本上能解决常温部位的隐身问题。但是，随着超声速巡航导弹和新一代隐身战机等高马赫数飞行器的迅速发展，在对传统吸波材料“厚度薄、质量轻、频带宽、吸收强”特性要求的基础上又提出了高温稳定、多功能和易维护等要求。而由于居里温度的限制磁性吸收剂的性能在高温下衰变，因此必须研究电损耗型隐身涂层和结构型隐身材料以使其在高温下具有良好的稳定性^[1,2,3]。研究的重点，主要集中在材料的高温介电常数及其频散特征的控制^[4,5]。

SiC_f/SiC这类复合材料具有高比强度、高温抗氧化、断裂韧性好、密度相对低以及电特性可调等优异特性，在耐高温吸波方面有极好的应用前景。对这种材料的研究，主要是对基体和界面相的改性优化。在用常规CVI法和PIP法制备的SiC陶瓷基体中自由碳严重富集^[6,7]，使室温和高温介电常数都很高，可用作良好的屏蔽材料；PIP法比CVI法有较强的可设计性，用对基体预氧化^[8]、高温氧化^[9]、添加惰性填料^[10,11]等方法可极大的降低基体的含碳量。但是预氧化和高温氧化均导致SiC基体中含氧量提高，对复合材料的高温力学性能非常不利；而填料不仅能降低碳含量和提高力学性能，还能使其高温电特性具有较高的稳定性。鉴于此，为了制备具有优异弯曲强度和高温吸波性能的吸波复合材料，本文在SiC_f/SiC复合材料的PIP法制备过程中引入微米Al₂O₃惰性填料，分别制备Al₂O₃质量分数为5%、10%、15%和20%的SiC_f/BN/SiC复合材料，研究Al₂O₃含量对SiC_f/BN/SiC复合材料弯曲强度和介电性能的影响。

实验用原材料有：SiC纤维及其编织体。编织体为弯交浅联的2.5D结构，纤维体积分数为40%，编织体厚为3.0 mm；制备SiC陶瓷基体的先驱体为聚碳硅烷(PCS)，是一种主链由Si、C相间组成的有机硅聚合物，平均分子量为1800~2000，软化点为180~210℃，含氧量低于1.0%(质量分数)；二甲苯为PCS的溶剂，化学纯，无色液体；Al₂O₃粉体为陶瓷填料，粒度为1~2 μm，分析纯，白色粉末。

复合材料制备：先按照文献[12]采用浸渍-涂覆法在SiC纤维表面制备厚度为0.2 μm的BN界面相，以提高复合材料的强度和韧性，再用PIP法在真空条件下浸渍制备SiC陶瓷基体。按质量比1:1在二甲苯溶液中溶解PCS先驱体；再将Al₂O₃填料按0%、5%、10%、15%和20%的质量比加入PCS/二甲苯溶液中，球磨混合均匀后用真空辅助工艺对含BN界面相的纤维编织体进行浸渍；取出试样将其在70℃(低于PCS软化点)电热鼓风干燥箱中干燥30 min，使预制体中的二甲苯充分挥发干净。将干燥后的预制体置于真空烧结炉中，以5℃/min的速率升至1000℃，真空烧结3 h以使PCS充分裂解成含碳较少的SiC相，得到多孔状态的SiC_f/BN/SiC复合材料坯体。经过数次重复浸渍-裂解过程，使前后两次的相对增重率低于1%制备出最终的SiC_f/BN/SiC复合材料。

用排水法测试复合材料的密度和气孔率；用三点弯曲法测试复合材料的弯曲强度，试样的尺寸为40 mm×4 mm×3 mm，支撑点跨距为30 mm，压头加载速率为0.5 mm/min。用JEOL JSM-6360LV型扫描电镜观察SiC陶瓷基体形貌和SiC_f/BN/SiC复合材料的断口形貌；用矩形波导法测试复合材料的复介电常数，频段为8.2~12.4 GHz(X频段)，试样尺寸为22.86 mm×10.16 mm×3.0 mm。根据测得的电磁参数和厚度，依据公式

计算材料的反射损耗。式中R_L为吸波材料的反射损耗(dB)，Z_in为材料的特征阻抗，Z₀为自由空间的特征阻抗，ε_r和μ_r分别为吸波材料的复介电常数和复磁导率，ε₀和μ₀分别为真空复介电常数和复磁导率，c为光速(2.998×10⁸ m/s)，t为材料的厚度(mm)，f为测试频率(Hz)。

测试复合材料高温介电性能的装置如图1所示。与室温下复介电常数的测试系统相同，仅需要在金属波导管外加装外置的电加热装置以及循环水冷却装置。分别在25、100、200、300、400、500、600、700℃温度点取测量结果。

表1给出了不同Al₂O₃含量SiC_f/BN/SiC复合材料的基本性能。可以看出，添加Al₂O₃填料的复合材料密度明显提高。但是，随着填料含量的提高变化不明显，气孔率略有增加但是总体变化不大。其原因是，随着Al₂O₃含量的提高先驱体浸渍液的粘度逐渐增大，并且填料越多PCS的相对含量越小，填料颗粒更易出现架桥现象。因此，裂解后填料颗粒间的孔隙增多而导致孔隙率略有增大。同时，SiC纤维和PIP-SiC基体的密度分别为2.3 g·cm^-3和2.54 g·cm^-3，而Al₂O₃粉体的密度达到4.0 g·cm^-3，高于纤维和基体的密度，使得加入Al₂O₃填料后复合材料密度的提高较为明显；另一方面，气孔率的增多导致材料整体的密度降低，结果是Al₂O₃含量的变化对复合材料的密度影响不大。

图2给出了不同Al₂O₃含量的SiC_f/BN/SiC复合材料的应力-位移曲线。从图2可见，随着Al₂O₃填料含量的提高SiC_f/BN/SiC的弯曲强度和断裂位移都先提高后降低，并在Al₂O₃含量为10%时分别达到最大值295 MPa和0.45 mm，比无填料SiC_f/BN/SiC复合材料的弯曲强度提高了24%、断裂位移提高了40%。随着Al₂O₃含量的继续提高复合材料的弯曲强度进一步下降到220 MPa和187 MPa，断裂位移也随之下降。同时，不同Al₂O₃含量复合材料的应力-位移曲线均表现出较为明显的脆性断裂特征。

图3给出了不同Al₂O₃含量SiC_f/BN/SiC复合材料的断裂截面SEM照片。可以看到，与无填料复合材料相比，添加Al₂O₃的复合材料中的纤维束之间均填充得较为致密，裂解时未出现体积收缩产生的大尺寸孔洞。这种致密基体有益于提高复合材料整体的弯曲强度。在Al₂O₃含量为10%和15%的复合材料的断裂截面上能观察到大量的纤维脱粘表观特征。但是纤维的拔出长度都较短，基体断裂后裂纹沿纤维与基体接触处扩展的路径也较短，与相同Al₂O₃含量复合材料的应力-位移曲线的脆性断裂特征一致。在Al₂O₃含量为20%的复合材料的断裂截面上出现明显的纤维拔出特征，拔出长度约为200 μm。因此，复合材料的应力-位移曲线上强度达到最大值后随着位移的增加逐渐降低，表现出较为明显的韧性。

图3的高倍SEM照片显示出不同复合材料纤维单丝之间基体的填充状态。可以看到，当Al₂O₃含量低于10%时复合材料内纤维单丝之间的填充较致密，并且基体中弥散的填料颗粒较少；当Al₂O₃含量高于15%时纤维之间基体的填充量明显减少，出现了大量的狭长型孔洞，特别是在并丝的纤维缝隙间出现基体的堆积。当Al₂O₃含量较低时PCS/二甲苯先驱体溶液具有较好的流动性，微米Al₂O₃颗粒在压力作用下填充纤维间的孔隙，填充效果较好且在基体内分散着少量的Al₂O₃，如图3b和d所示。随着Al₂O₃含量的提高溶液的粘度增大使流动性变差，浸渍时虽然大量Al₂O₃颗粒能进入纤维束间的大孔隙，但是不能穿过单丝间的微米级孔隙而只能堆积在外层的纤维单丝间而阻碍后续的PIP过程，在裂解后的纤维单丝间残留着大量的封闭气孔，如图3f和h所示。残留气孔减弱了基体间的结合，使裂纹无法在纤维间连续扩展并传递应力，断裂后复合材料表现出整束纤维束拔出的特征。

进一步对添加Al₂O₃填料后基体的状态变化进行了SEM分析，结果如图4所示。没有添加Al₂O₃的材料裂解时，较大的体积收缩使基体中产生大量裂纹，严重降低基体的承载能力；引入5% Al₂O₃填料抑制了基体的碎片化，在材料中未出现明显的连贯性裂纹，表明引入填料可以缓解基体的体积收缩效应，但是基体仍然较为疏松，承载能力有限；当Al₂O₃含量达到10%时基体连续且致密，Al₂O₃粉体颗粒均匀地弥散在SiC陶瓷基体中，使基体具有较高的承载能力，复合材料的弯曲强度达到最大。但是继续提高Al₂O₃的含量，则有大量的Al₂O₃颗粒聚集并粘结在一起，出现颗粒架桥现象，高温裂解后形成较大孔隙，使基体的承载能力降低，这也是高Al₂O₃含量的复合材料气孔率增大的主要原因；另外，大量的Al₂O₃颗粒取代SiC基体粘附在纤维上，这些带有尖锐棱角的颗粒不仅降低了纤维和基体之间的结合强度，而且在高温裂解的过程中对纤维造成较大的损伤，从而使纤维的强度降低，复合材料的整体强度呈现逐渐降低的趋势。

根据以上对SiC_f/BN/SiC复合材料各组分显微结构的分析，可进一步解释Al₂O₃对复合材料断裂行为的影响：含量低于10% 的Al₂O₃可减弱基体的体积收缩效应，减小微裂纹产生的机会，提高复合材料的致密度；并且填料作为弥散增强相使Al₂O₃颗粒和SiC基体之间的界面体积分数增大，致密的界面分布不仅延缓了裂纹的扩展，且填料对裂纹的钉扎效应使裂纹尖端的应力水平提高，提高了裂纹进一步扩展所需的外加载荷，从而提高复合材料的承载能力。但是由于裂纹尖端的应力水平较高，扩展至纤维/基体界面时界面发生短程脱粘而使纤维达到断裂应力发生断裂，从而使较短的纤维拔出，复合材料表现出脆性断裂特征。当Al₂O₃含量高于15%时，大量的Al₂O₃颗粒聚集、粘结，在纤维单丝之间无法有效填充从而形成大量孔隙，并且基体中的颗粒间产生的架桥使疏松孔洞大量出现，降低了裂纹在基体中的连续扩展能力和应力水平。同时，粘结在纤维上的颗粒在高温裂解过程中对纤维造成一定程度的损伤，使纤维强度降低最终降低复合材料的承载能力。由于纤维与疏松基体间的界面结合较弱，裂纹扩展至纤维/基体界面时较小的应力水平就能使界面发生脱粘，这是Al₂O₃含量为20%的复合材料的断面表现出较长的纤维拔出现象、呈现韧性特征的原因。

图5给出了不同Al₂O₃含量的复合材料在室温条件下的复介电常数变化。由图5可见，SiC_f/BN/SiC复合材料的复介电常数的实部和虚部均随着Al₂O₃含量的提高出现逐渐降低的趋势，只是降低的幅度逐渐减小。当Al₂O₃填料的含量从0增大至10%时，复合材料在10 GHz处的复介电常数值从10.2-j7.2降低至6.9-j5.7，含量增加至20%时复介电常数已降低至5.8-j4.8。

添加Al₂O₃的SiC_f/BN/SiC复合材料，其组成主要包括SiC纤维、SiC基体、Al₂O₃填料、BN界面层以及孔隙。根据等效电磁参数理论^[13]，由于复合材料中Al₂O₃的复介电常数比SiC基体的低，随着Al₂O₃含量的提高SiC基体的相对含量降低，并且气孔率略有提高，使复合材料的复介电常数逐渐降低。另外，Al₂O₃含量的提高在基体中产生大量的微米级界面，这些界面使复合材料在外加电场作用下产生较强的界面极化，提高了复合材料的介电性能。但是，低介电常数Al₂O₃含量的提高导致的复合材料介电常数的降低效应大于界面极化导致的介电常数的提高，使复合材料整体的介电常数仍呈现减小的趋势。

研究了Al₂O₃含量对SiC_f/BN/SiC复合材料在X频段反射损耗的影响。图6a给出了厚度为3.0 mm的复合材料其反射损耗随Al₂O₃含量的变化。可以看出，由于复介电常数随着Al₂O₃含量的提高逐渐降低，其反射损耗峰值向高频逐渐移动，并且峰值逐渐减小。当Al₂O₃含量高于10%时整个X频段的反射损耗值均低于-8 dB，室温吸波性能显著改善。图6b~d分别给出了Al₂O₃含量为10%、15%和20%的复合材料其反射损耗随材料厚度的变化。可以看出，反射损耗在X频段低于-8 dB的厚度范围分别为2.8~3.0 mm，2.9~3.3 mm和3.0~3.5 mm。这表明，引入Al₂O₃填料使SiC_f/BN/SiC复合材料的室温吸波特性比未加入填料时明显改善。

由于Al₂O₃含量为10%和20% 的SiC_f/BN/SiC复合材料分别具有最佳的弯曲强度和最低的复介电常数，因此分别研究了这两种复合材料在不同温度下的复介电常数，结果如图7和8所示。可以看出，两种复合材料的复介电常数均随着温度的提高呈现增大的趋势。Al₂O₃含量为10%的复合材料比Al₂O₃含量为20%的复合材料的增幅大，可见Al₂O₃含量的提高有助于降低复合材料高温复介电常数增大的幅度。其原因是，Al₂O₃是典型的透波材料，其复介电常数在温度改变时整体变化不大，其复介电常数在高温下的差异主要是SiC基体含量的不同造成的。

依据Debye理论，复介电常数的实部和虚部分别代表材料的极化能力和对电磁波的损耗能力。在高温下的复合材料，其实部和虚部可表示为^[14,15]

其中ε_∞为光频介电常数，ε_s为静态介电常数，ω为角频率，ε₀为真空介电常数，τ(T)是以温度为变量的极化弛豫时间，σ(T)是以温度为变量的电导率。

PIP-SiC基体由SiC微晶和自由碳组成，其内部有大量的界面、悬挂键、点阵缺陷以及自由电子，因此在外电场作用下极化的机制主要包括界面极化、电子松弛极化和取向极化^[16]。在高温下PIP-SiC基体中的SiC受到热激发产生载流子，因此电子松弛极化成为主要的极化机制。根据公式(4)，复介电常数的实部与极化弛豫时间相关，而极化弛豫时间和温度之间的关系可用Arrhenius方程 ^[17]

表示。其中τ₀为前因子，U为活化能。将式(6)代入式(4)可得

由上式可知，复介电常数的实部增大的主要原因是在高温下极化弛豫时间的减小。随着温度的提高SiC中的迁移电子对外电场快速响应，从而显著缩短了极化弛豫时间，使复介电常数的实部随着温度的提高呈现出明显的增大趋势。

公式(5)表明，吸波材料的损耗主要包括极化损耗(ε″_relax)和电导损耗(ε″_σ)。极化损耗受PIP-SiC基体内部结构和缺陷产生的各类极化机制的影响较为明显，而电导损耗是基体内部的自由碳等导电介质产生的漏导电流引起的，与PIP-SiC基体的电导率密切相关。李权^[5]研究了含自由碳的SiC陶瓷及其高温电导率，发现SiC陶瓷在高于和低于300℃时表现出两种不同的导电机制。低于300℃时自由碳的电导率随温度的提高而提高，是SiC陶瓷在低温区电导率增加的主要原因；而温度高于300℃时自由碳之间的晶界势垒增大，SiC中的载流子得到更高的激活能才能跳跃晶界势垒而迁移，并且载流子的浓度随着温度的提高显著提高，使高温区电导率的提高的幅度较大。因此，复合材料的复介电常数在低温区的升高幅度较小，随着温度的升高，SiC中载流子浓度增大，复合材料电导率的升高幅度较大，从而使复介电常数表现出明显的增大趋势。

对于不同Al₂O₃含量的复合材料，Al₂O₃惰性填料作为绝缘相弥散在SiC基体中，阻碍了载流子在导电介质之间的传输，特别是在高温条件下能有效减弱离散SiC基体之间载流子的迁移，降低其高温电导率^[7,8]。虽然Al₂O₃含量的提高导致基体中界面体积分数增大，有利于提高高温复介电常数，但是低介电填料和气孔率的增加使复介电常数的降低效果更明显，因此，Al₂O₃含量为20%的复合材料其高温复介电常数增大的幅度较小。

图9分别给出了厚度为3.0 mm的SiC_f/BN/SiC复合材料在10%和20% Al₂O₃含量时的反射损耗在不同温度下的变化。在X频段，两种复合材料的反射损耗均随温度的提高呈现增大的趋势，吸波性能越来越差。在室温，虽然10% Al₂O₃含量复合材料在X波段具有较为优异的吸波性能，但是500℃时的反射损耗已全部大于-8 dB；而Al₂O₃含量为20%的复合材料在室温至400℃范围内均具有好的吸波性能，温度为500℃时反射损耗小于-8 dB的带宽为3.4 GHz，而700℃时整个X频段的反射损耗在-5~-8 dB范围内。这表明，引入Al₂O₃填料后厚度为3.0 mm的SiC_f/BN/SiC复合材料其高温吸波性能显著改善。

引入Al₂O₃填料能显著提高SiC_f/BN/SiC复合材料的弯曲强度，且使其室温复介电常数降低、吸波性能显著增强。惰性填料载流子的阻碍作用使复合材料的高温介电性能显著降低， Al₂O₃含量为20%、厚度为3.0~3.5 mm的复合材料其室温反射损耗均达到-8 dB以下，且温度为700℃、厚度为3.0 mm时的反射损耗最优为-5 ~ -8 dB。在SiC_f/BN/SiC复合材料中添加惰性填料，能优化其室温和高温吸波特性。