CN116003146B - 一种SiCf/SiC复合材料及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及复合材料技术领域，公开了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，包括以下步骤：(1)将SiC陶瓷浆料流延成型得到SiC薄膜；(2)将所述SiC薄膜与SiC纤维交替平铺，得到SiCf/SiC复合材料预制体；(3)所述SiCf/SiC复合材料预制体经浸渍、交联、裂解复合工艺多次循环处理，即得SiCf/SiC复合材料。本发明方法制备得到的SiCf/SiC复合材料具有孔隙率低、致密度高、结晶程度高、力学性能好等优点，适用于光伏设备核心零部件材料领域。
Description
技术领域
本发明涉及高分子复合材料技术领域，特别是涉及一种SiCf/SiC复合材料及其制备方法和应用。
背景技术
随着社会的进步和人口的膨胀，地球上能源的消耗与日俱增，化石燃料资源有限且濒临枯竭，而太阳能资源由于资源丰富、价格低廉、环保友好且安全可靠而逐渐受到世界的瞩目，经过几代科学家半个多世纪的不懈努力，太阳能电池制造业已经取得了举世瞩目的进展。太阳能电池制造设备的产能很大程度上依赖于设备内核心零部件材料的开发，目前光伏设备主要采用石英材料和SiC陶瓷材料制备核心承重零部件，这两种材料在高温承载时易发生脆性断裂，力学性能差，承载能力受限。而碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基(SiCf/SiC)复合材料具有优异的高温性能、低化学活性、低比重，同时兼备伪塑性行为、可设计的物理性能和力学性能、良好的抗氧化性，因此耐腐蚀性好的SiCf/SiC陶瓷基复合材料作为未来代光伏行业设备高温承重核心零部件的候选材料具有很大的发展潜力。
传统的SiCf/SiC复合材料制备工艺主要有化学气相渗透工艺(CVI)、先驱体浸渍裂解工艺(PIP)、反应烧结工艺(RS)和熔融渗透工艺(MI)等，近来则有日本新开发的纳米浸渍与瞬时共晶相(NITE)工艺。其中，RS工艺和MI工艺制备的SiC基体由于无法避免残余硅的存在，影响了SiCf/SiC复合材料的力学性能，且存在金属扩散污染，在光伏设备核心零部件的应用上受到很大限制；PIP工艺可以通过对先驱体或聚合物进行分子设计来满足SiCf/SiC复合材料的要求，在常压下低温裂解，可降低对SiC纤维的损伤，无需填加烧结助剂，可以制得形状复杂的大型构件，但是PIP工艺存在孔隙率相对较高，SiC基体结晶度较低且易引入无定形相的缺点。
发明内容
有鉴于此，本发明提供了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，以解决现有方法制备得到的SiCf/SiC复合材料孔隙率低、致密度高以及结晶度高的问题。
为了解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：
一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，包括以下步骤：
(1)将SiC陶瓷浆料流延成型得到SiC薄膜；
(2)将所述SiC薄膜与SiC纤维交替平铺，得到SiCf/SiC复合材料预制体；
(3)所述SiCf/SiC复合材料预制体经浸渍、交联、裂解复合工艺多次循环处理，即得SiCf/SiC复合材料；
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，所述SiC陶瓷浆料由纳米SiC粉末、助剂和水混合后研磨而成。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，所述助剂包括固化剂、分散剂、消泡剂中的至少一种；
进一步优选的，所述固化剂添加量为所述SiC粉末质量的0.5－2％，所述分散剂添加量为所述SiC粉末质量的0.5－1.5％，所述消泡剂添加量为所述SiC粉末质量的0.4－1.2％。
所述固化剂包括双氰胺、胺分散体、含羧基或胺基官能团的丙烯中的至少一种；
所述分散剂包括聚丙烯酸盐、柠檬酸盐、聚乙二醇、四甲基氢氧化铵中的至少一种；
所述消泡剂包括羧甲基纤维素钠、正辛醇、正丁醇、磷酸三丁酯中的至少一种。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，所述SiC粉末的粒径为10－30nm。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤(1)中所述SiC薄膜的厚度为10－30μm。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤(2)中所述SiC薄膜与SiC纤维交替铺设10－50次；
进一步优选的，步骤(2)中所述SiC纤维每次正交平铺1－10层；
进一步优选的，步骤(2)中所述SiC薄膜每次平铺1－5层。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤(3)包括以下步骤：
A.所述SiCf/SiC复合材料预制体经浸渍、热压交联，得到SiCf/SiC复合材料素坯；
B.所述SiCf/SiC复合材料素坯经浸渍－交联－高温裂解工艺重复处理，得到致密的SiCf/SiC复合材料。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤A中所述浸渍条件为：真空条件下室温浸渍10－20h；
所述热压交联温度为150－200℃，时间为1－3h，压力为5－20MPa。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤B中所述浸渍条件为：真空条件下室温浸渍10－20h；
所述交联温度为150－200℃，时间为1－3h；
所述高温裂解温度为1300－1500℃，裂解保温时间为1－3h。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤A和步骤B中所述浸渍均采用含乙烯基液态聚碳硅烷(LPVCS)的浸渍液；
进一步优选的，所述LPVCS由低分子量聚碳硅烷(LPCS)和四甲基四乙烯基环四硅氧烷(V4)按照1：1的质量比配制而成。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，步骤B中所述浸渍－交联－高温裂解工艺重复4－8个周期。
优选的，在上述SiCf/SiC复合材料的制备方法中，还包括以下步骤：(4)通过化学气相沉积法在所述SiCf/SiC复合材料表面制备SiC涂层。
优选的，在SiCf/SiC复合材料的应用中，所述化学气相沉积法制备SiC涂层的气源是体积比为1：1的三氯甲基硅烷(CH3SiCl3，MTS)与氢气的混合气体，所述混合气体压力为2－5KPa，沉积时间为1－3h；且所述SiC涂层的厚度为50－150μm。
另外，本发明还公开了一种上述方法制备得到的SiCf/SiC复合材料。
以及本发明还公开了一种上述方法制备得到的SiCf/SiC复合材料在光伏材料中的应用。
本发明提供了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，与现有技术相比，其有益效果在于：
本发明采用PIP与NITE工艺相结合的改进方法制备SiCf/SiC复合材料，SiC薄膜与SiC纤维以多层SiC纤维、多层SiC薄膜形式交叠平铺、热压交联，有效降低了SiCf/SiC复合材料的孔隙率、提高了SiCf/SiC复合材料的致密度；
本发明通过提高裂解温度和采用新型LPVCS先驱体有效改善了SiC基体结晶度和化学计量比，作用原理为：LPVCS液态先驱体具有良好的润湿性，可以很好的润湿SiC纤维和平铺的SiC薄膜，将纤维与薄膜紧密吸附在一起，LPCS中的Si－H键与V4中的－CH＝CH2可以发生加成反应，在250－300℃实现自交联固化，LPVCS液态先驱体进行自交联时，小分子LPCS会形成网状大分子结构，通过热压交联工艺可有效将纤维与薄膜紧密结合在一起，进而在先驱体的热解过程中有效减少小分子的挥发，防止有害气体放出，最终制备出的SiCf/SiC复合材料孔隙率较低、缺陷较少；
本发明通过改善SiC结晶性能提高了SiCf/SiC复合材料的力学性能，作用原理如下：SiC基体中Si－C－O相在高温下发生脱氧反应，反应式为：SiCxOy→SiC(s)+C(s)+SiO(g)+CO(g)，随着热解温度的升高，SiC基体中脱氧反应加剧进行，SiC基体中的O元素原子百分比下降、β－SiC晶核形成，并且晶核数量急剧增多，SiC基体中的无定形Si－C－O相转变为β－SiC相的过程会发生原子扩散，不同组元间发生化学反应，原子扩散速率随着热解温度的升高而加剧，使得无定形Si－C－O相中的Si原子和游离C中的C原子更容易结合生成SiC相，同时β－SiC晶粒形核长大，多余游离C相的存在会抑制β－SiC晶粒的形核和生长，LPVCS液态先驱体的高温热解产物中的游离C相会和多余的O进行反应，有利于β－SiC晶粒的形核和长大，SiC基体中C相、无定形Si－C－O相的减少和β－SiC相增多有利于SiC陶瓷力学性能的提高；
本发明方法制备得到的SiCf/SiC复合材料具有孔隙率低、致密度高、结晶程度高、力学性能好等优点，适用于光伏设备核心零部件材料领域。
附图说明
图1为本发明制备的SiC薄膜示意图；
图2为本发明制备的SiCf/SiC复合材料宏观形貌示意图；
图3为本发明制备的SiCf/SiC复合材料表面SiC涂层的SEM形貌示意图，其中(a)为纤维与基体表面，(b)为复合材料表面；
图4为本发明制备的SiCf/SiC复合材料的SEM微观形貌示意图，其中(a)200倍，(b)100倍，(c)200倍－纤维，(d)200倍－基体；
图5为本发明制备的SiCf/SiC复合材料中SiC基体的晶粒形貌TEM示意图，其中(a)基***置1，(b)基***置2。
图6为实施例1－3及对比例1－5制备的SiCf/SiC复合材料TEM示意图，其中a－h分别对应实施例1－3、对比例1－5。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例提供了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，包括以下步骤：
(1)将200gD50＝10nm的SiC粉与0.5％双氰胺、0.5％聚丙烯酸钠、0.4％正辛醇与250ml水混合，球磨10小时，流延成型制备出厚度为10μm的SiC薄膜；
(2)将SiC薄膜裁成45×45mm2的尺寸，采用KD－Ⅱ型SiC纤维，每平铺1层SiC薄膜中间铺1层SiC纤维，层与层间的SiC纤维正交排列，SiC纤维和SiC薄膜共交替铺设50次，得到SiCf/SiC复合材料预制体；
(3)用LPVCS为粘接液室温真空浸渍SiCf/SiC复合材料预制体，将预制体放入热压炉中，在5MPa压力、N2气氛保护下，以1℃/min的升温速率从室温升至150℃，热压交联1小时后随炉降温；
(4)将热压交联后的预制体再次室温真空浸渍LPVCS浸渍液，室温真空浸渍10小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1300℃，N2气氛保护，1300℃下保温1小时，完成裂解过程；
需要注意的是，以一个浸渍－交联－裂解过程为一个工艺循环，除首次工艺采用热压交联，其余循环交联过程均不施加压力，重复工艺过程4次至SiCf/SiC复合材料样品致密；
(5)采用CVD工艺对SiCf/SiC复合材料表面制备SiC涂层，工艺参数：MTS与氢气1：1混合，1100℃，2kPa，沉积1小时。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.355g/cm3，孔隙率为2.46％，材料厚度为4.4mm，SiCf/SiC复合材料表面SiC涂层厚度约为50μm，结晶性如图6－a所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为13.39MPa·m1/2、弯曲强度为339.21MPa、弯曲模量为66.75GPa。
实施例2
本实施例提供了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，包括以下步骤：
(1)将200gD50＝20nm的SiC粉与1.2％聚丙烯酰胺、0.5％柠檬酸钠、0.5％聚乙二醇、0.8％羧甲基纤维素钠与250ml水混合，球磨10小时，流延成型制备出厚度20μm的SiC薄膜；
(2)将SiC薄膜裁成45×45mm2尺寸，采用KD－Ⅱ型SiC纤维，每平铺3层SiC薄膜中间铺5层SiC纤维，层与层间SiC纤维正交排列，SiC纤维和SiC薄膜共交替铺设30次，得到SiCf/SiC复合材料预制体；
(3)用LPVCS为粘接液室温真空浸渍SiCf/SiC复合材料预制体，将预制体放入热压炉中，在10MPa压力、N2气氛保护下，以1℃/min的升温速率从室温升至180℃，热压交联2小时后随炉降温；
(4)将热压交联后的预制体再次室温真空浸渍LPVCS浸渍液，室温真空浸渍15小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1400℃，N2气氛保护，1400℃下保温2小时，完成裂解过程；
需要注意的是，以一个浸渍－交联－裂解过程为一个工艺循环，除首次工艺采用热压交联，其余循环交联过程均不施加压力，重复工艺过程6次至SiCf/SiC复合材料样品致密；
(5)采用CVD工艺对SiCf/SiC复合材料表面制备SiC涂层，工艺参数：MTS与氢气1：1混合，1100℃，3kPa，沉积2小时。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.432g/cm3，孔隙率为2.25％，材料厚度为4.53mm，SiCf/SiC复合材料表面SiC涂层厚度约为100μm，结晶性如图6－b所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为12.98MPa·m1/2、弯曲强度为321.10MPa、弯曲模量为69.44GPa。
实施例3
本实施例提供了一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，包括以下步骤：
(1)将500gD50＝10nm的SiC粉与1％双氰胺、1％聚丙烯酰胺、1.5％四甲基氢氧化铵、0.6％正丁醇、0.6％磷酸三丁脂与500ml水混合，球磨20小时，流延成型制备出厚度30μm的SiC薄膜；
(2)将SiC薄膜裁成45×45mm2尺寸，采用KD－Ⅱ型SiC纤维，每平铺5层SiC薄膜中间铺10层SiC纤维，层与层间SiC纤维正交排列，SiC纤维和SiC薄膜共交替铺设10次，得到SiCf/SiC复合材料预制体；
(3)用LPVCS为粘接液室温真空浸渍SiCf/SiC复合材料预制体，将预制体放入热压炉中，在20MPa压力、N2气氛保护下，以1℃/min的升温速率从室温升至200℃，热压交联3小时后随炉降温；
(4)将热压交联后的预制体再次室温真空浸渍LPVCS浸渍液，室温真空浸渍20小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1500℃，N2气氛保护，1500℃下保温3小时，完成裂解过程；
需要注意的是，以一个浸渍－交联－裂解过程为一个工艺循环，除首次工艺采用热压交联，其余循环交联过程均不施加压力，重复工艺过程8次至SiCf/SiC复合材料样品致密；
(5)采用CVD工艺对SiCf/SiC复合材料表面制备SiC涂层，工艺参数：MTS与氢气1：1混合，1100℃，5kPa，沉积3小时。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.329g/cm3，孔隙率为2.77％，材料厚度为4.03mm，SiCf/SiC复合材料表面SiC涂层厚度约为150μm，结晶性如图6－c所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为15.06MPa·m1/2、弯曲强度为381.43MPa、弯曲模量为71.5GPa。
本发明对复合材料制备过程中的中间体及产品进行了宏观、微观状态分析，分析结果如下：
如图1所示，为本发明的SiC薄膜形貌示意图，可见流延成型法制备出的SiC薄膜平整光滑、致密、均匀，具有良好的铺展性；
如图2所示，为本发明的SiCf/SiC复合材料宏观形貌示意图，由可见本发明制备得到的SiCf/SiC复合材料形状规则且厚度可控；如图4所示，为本发明的SiCf/SiC复合材料微观形貌示意图，由图4－a可见SiCf/SiC复合材料致密，由图4－b可见平铺的SiC纤维与SiC基体结合紧密，复合材料内部缺陷较少，由图4－c可见纤维与纤维之间铺排紧致有序，纤维与基体结合牢固，由图4－d可见基体SiC薄膜表面整体较平滑，局部有少量裂纹与翘曲，说明，本发明的制备方法有效降低了SiCf/SiC复合材料的孔隙率、提高了SiCf/SiC复合材料的致密度；
如图3所示，为本发明复合材料表面沉积SiC涂层后的微观形貌示意图，由图3－a可见纤维与薄膜基体表面的SiC涂层均匀致密，SiC涂层很好的填充了材料中的微孔，提高材料致密度；由图3－b可见CVD法制备的SiC涂层均匀致密、无开裂与热失配，与SiCf/SiC复合材料匹配性良好；
如图5所示，为本发明制备的SiCf/SiC复合材料中SiC基体的晶粒形貌，由图5－a、图5－b可见，在SiC基体不同位置均可找到明显呈孪晶生长的β－SiC晶体，晶格条纹排列明显且整齐，微晶数量多且晶粒尺寸大，表明复合材料中SiC的结晶性良好。
对比例1
对比例1与实施例3基本相同，其区别仅在于步骤(3)－(4)中浸渍－交联－裂解过程的不同：
(3)用LPVCS为粘接液室温真空浸渍SiCf/SiC复合材料预制体，将预制体放入热压炉中，在20MPa压力、N2气氛保护下，以1℃/min的升温速率从室温升至200℃，热压交联3小时后随炉降温；
(4)将热压交联后的预制体放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1500℃，N2气氛保护，1500℃下保温3小时，完成裂解过程；重复步骤(3)－(4)8次。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.289g/cm3，孔隙率为3.62％，材料厚度为4.45mm，结晶性如图6－d所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为10.07MPa·m1/2、弯曲强度为290.22MPa、弯曲模量为43.59GPa。
对比例2
对比例2与实施例3基本相同，其区别仅在于步骤(3)－(4)中浸渍－交联－裂解过程的不同：
(3)用LPVCS为粘接液室温真空浸渍SiCf/SiC复合材料预制体，室温真空浸渍20小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1500℃，N2气氛保护，1500℃下保温3小时，完成裂解过程；重复步骤(3)8次。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为1.996g/cm3，孔隙率为6.67％，材料厚度为6.52mm，结晶性如图6－e所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为6.87MPa·m1/2、弯曲强度为182.59MPa、弯曲模量为36.09GPa。
对比例3
对比例3与实施例3基本相同，其区别仅在于步骤(4)的不同：
(4)将热压交联后的预制体再次室温真空浸渍LPVCS浸渍液，室温真空浸渍20小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1200℃，N2气氛保护，1200℃下保温3小时，完成裂解过程。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.311g/cm3，孔隙率为2.86％，材料厚度为4.14mm，结晶性如图6－f所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为9.06MPa·m1/2、弯曲强度为288.88MPa、弯曲模量为46.14GPa。
对比例4
对比例4与实施例3基本相同，其区别仅在于步骤(4)的不同：
(4)将热压交联后的预制体再次室温真空浸渍LPVCS浸渍液，室温真空浸渍20小时后，放入高温裂解炉中，以10℃/min从室温升至1600℃，N2气氛保护，1600℃下保温3小时，完成裂解过程。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.276g/cm3，孔隙率为2.85％，材料厚度为4.21mm，结晶性如图6－g所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为10.87MPa·m1/2、弯曲强度为249.01MPa、弯曲模量为54.44GPa。
对比例5
对比例5与实施例3基本相同，其区别仅在于步骤(2)的不同：
将SiC薄膜裁成45×45mm2尺寸，采用KD－Ⅱ型SiC纤维，平铺25层SiC薄膜后，在SiC薄膜顶部铺100层SiC纤维，在SiC纤维顶部再铺25层SiC薄膜，得到SiCf/SiC复合材料预制体。
采用本方法制备出的SiCf/SiC复合材料密度为2.445g/cm3，孔隙率为2.12％，材料厚度为4.09mm，结晶性如图6－h所示。
将制备出的SiCf/SiC复合材料切割成45×4×4mm大小，测试其力学性能，材料表现为脆性断裂，断裂韧性为9.96MPa·m1/2、弯曲强度为216.94MPa、弯曲模量为10.02GPa。
表1实施例1-3及对比例1-5复合材料性能测试结果
由以上实施例及对比例可知，热压交联过程无论是对复合材料的孔隙率、致密度还是各项力学性能均有极为重要的影响，并且裂解过程、裂解温度对复合材料的断裂性能、弯曲强度、弯曲模量等力学性能影响较大；平铺方式对于复合材料的力学性能，尤其是弯曲模量有重要的影响，SiC薄膜与SiC纤维交替平铺可以有效提升复合材料的弯曲模量及断裂韧性。
本说明书中各个实施例采用递进的方式描述，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处，各个实施例之间相同相似部分互相参见即可。对于实施例公开的方案而言，由于其与实施例公开的方法相对应，所以描述的比较简单，相关之处参见方法部分说明即可。对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。
Claims (8)
1.一种SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)将纳米SiC粉末、助剂和水混合后研磨形成SiC陶瓷浆料，并将所述SiC陶瓷浆料流延成型得到SiC薄膜；
(2)将所述SiC薄膜与SiC纤维交替平铺，得到SiCf/SiC复合材料预制体；
(3)将低分子量聚碳硅烷和四甲基四乙烯基环四硅氧烷按照1:1的质量比配制成LPVCS，具体包括以下步骤：
A.所述SiCf/SiC复合材料预制体经所述LPVCS浸渍、在150℃-200℃的温度和5-20MPa的压力下热压交联1-3h，得到SiCf/SiC复合材料素坯；
B.所述SiCf/SiC复合材料素坯经所述LPVCS浸渍、在150℃-200℃的温度下交联1-3h、在1300℃-1500℃的温度下裂解的工艺重复处理，得到致密的SiCf/SiC复合材料。
2.根据权利要求1所述的SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述助剂包括固化剂、分散剂、消泡剂中的至少一种；
所述固化剂添加量为所述SiC粉末质量的0.5-2％，所述分散剂添加量为所述SiC粉末质量的0.5-1.5％，所述消泡剂添加量为所述SiC粉末质量的0.4-1.2％。
3.根据权利要求2所述的SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，所述固化剂包括双氰胺；
所述分散剂包括聚丙烯酸盐、柠檬酸盐、聚乙二醇、四甲基氢氧化铵中的至少一种；
所述消泡剂包括羧甲基纤维素钠、正辛醇、正丁醇、磷酸三丁酯中的至少一种。
4.根据权利要求1所述的SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，步骤A中所述浸渍时间为10-20h。
5.根据权利要求1所述的SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，步骤B中高温裂解保温时间为1-3h。
6.根据权利要求1-5任一项所述的SiCf/SiC复合材料的制备方法，其特征在于，还包括以下步骤：
(4)通过化学气相沉积法在所述SiCf/SiC复合材料表面制备SiC涂层。
7.一种权利要求1-6任一项所述方法制备得到的SiCf/SiC复合材料。
8.一种权利要求1-6任一项所述方法制备得到的SiCf/SiC复合材料在光伏材料中的应用。
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