陶瓷基复合材料增材制造工艺研究进展

Advances in Additive Manufacturing Processes for Ceramic Matrix Composites

摘要

应用于航空航天领域的陶瓷基复合材料需实现结构-功能一体化，这对材料的复杂维型及其高效生产提出了更高要求，而设备与操作繁琐、成形周期长的传统制备工艺限制了陶瓷基复合材料在相关领域的进一步发展，增材制造技术为复杂维型、高性能陶瓷基复合材料的低成本、高效工业生产提供了解决方案。综述了陶瓷基复合材料增材制造工艺的研究进展，介绍了陶瓷基复合材料的组成和基本特性、应用领域以及与增材制造相结合的发展前景；探讨了激光选区烧结、立体光刻法、墨水直写技术、分层实体制造、黏结剂喷射技术在陶瓷基复合材料制备中的应用类别、工艺原理和特点、制件的力学性能。在该研究领域仍需解决原料研制、增材工艺优化和粗坯后处理等问题，以进一步提高成形效率和制件性能。

Abstract

Ceramic matrix composites applied in the aerospace fields needed to achieve structure-function integration， which posed higher requirements for the complex dimensionality and the efficient production. However， the traditional preparation processes with cumbersome equipment and operations， as well as long molding cycles， limited the further development of ceramic matrix composites in the related fields， additive manufacturing provided them with a solution for low-cost and efficient industrial production.The research progresses of additive manufacturing for ceramic matrix composites were reviewed， where the composition， characteristics， application fields， and development prospects in combination with additive manufacturing were systematically introduced. The applications， processing principles， characteristics， and mechanics properties of ceramic matrix composites prepared by selective laser sintering， stereo lithography appearance， direct ink writing， laminated object manufacturing， and binder jetting were examined. It is emphasized that challenges including raw material production， process optimization， and post-processing still need to be addressed in order to further enhance production efficiency and material performances.

Graphical abstract

关键词

增材制造 / 陶瓷基复合材料 / 制备工艺 / 力学性能

Key words

additive manufacturing / ceramic matrix composite / preparing process / mechanics property

0 引言

随着航空航天技术的飞速进步，结构-功能一体化的复合材料高性能部件已成为该领域的研究焦点^［1-4］。复合材料经复合工艺制成，由两种及以上材料（同类或不同类）组成，具有明显界面。复合材料能在集成其组成材料优点的同时产生不同于组成材料的新性能 ^［5］。复合材料的组分包括增强相、基体、界面相。增强相的作用是给脆性基体增加韧性或给韧性基体增加强度，按照形态种类可分为连续纤维、短切纤维、晶须、颗粒、片层等^［6］。基体的作用是集合和黏结增强相、承担来自增强相的载荷等^［7］，按照基体成分不同可分为树脂（聚合物）基体、金属基体、陶瓷基体，通常以此将复合材料分为树脂基复合材料、金属基复合材料、陶瓷基复合材料三类。界面相表示的是增强相与基体之间发生了浸润或元素扩散但成分区别于增强相、基体的区域，也可表示在增强体上制备的涂层区域，界面相的作用是连接增强相和基体、传递增强相和基体间的载荷、保护增强相不被裂纹贯穿、阻止增强相与基体间的不良反应等^［8］。

陶瓷基复合材料继承陶瓷材料熔点高、密度小、化学性能稳定、硬度高、热膨胀低等优点，借增强相特殊形貌/尺寸增韧，获得陶瓷本身没有的韧性，使其兼具耐高温、质轻、高强高刚、抗腐蚀、耐磨、热导率小及热膨胀低等优势^［9］。航空航天领域应用的材料面临的服役环境往往是高温、大承载，且对材料的使用寿命、质量具有较高要求^［10］，陶瓷基复合材料与传统的合金相比服役温度更高、密度更小、热尺寸稳定性和耐腐蚀性更好，在20世纪70年代就开始被逐步开发并应用于航空航天热端部件领域^［11］。

对于大尺寸陶瓷基复合材料，其复杂维度模型的设计与高效生产是一个重大挑战。陶瓷基复合材料的传统制备工艺大致分为以下步骤：①增强相预处理，包括对增强颗粒/晶须/短切纤维的表面状态、几何形态和尺寸修饰或制备涂层，将连续纤维编织预制为目标构型，制备纤维涂层等^［12-13］；②引入基体相，将气/液/固态的基体原料在维型模具或真空施压的辅助下填充在增强相之间（对于连续纤维预制体来说，使基体原料填充在纤维束内、束间）后进行基体原料的固化；③基体相的致密化，在高温下将复合材料粗坯致密化为具有足够力学性能的复合材料，包括直接烧结基体颗粒、将先驱体成分裂解为基体、在粗坯中气/液相沉积渗透基体成分等^［14］。一系列复合工艺涉及增强体预成形、基体浸渍-固定等，意味着施加模具和压力与大型复杂形状设计之间的矛盾难以协调^［15］。

增材制造技术的最大优势是自由设计、不受构件形状的限制，能够快速、一体化成形传统工艺无法实现的复杂结构，且设备简便、无需多种工件和模具辅助^［16-17］。对于陶瓷基复合材料的大尺寸、复杂维型来说，增材制造是极具潜力的解决方案，主要体现在能将材料（增强相）维型和基体引入同步进行，省去模压、真空等辅助操作，大幅度提高材料结构的设计自由度、简化工艺操作和设备、降低材料制备成本^［18-20］。例如模压-真空浸渍工艺需经历9~16轮浸渍-裂解循环，单次循环耗时8~12 h，总周期长达72~192 h，而增材制造预成形件仅需2~9轮浸渍-裂解，总耗时小于72 h，且无需模具开发的周期（6~14周）和成本投入（6~40万元）。增材制造可实现陶瓷基复合材料的智能化、自动化、批量化生产，有望加速陶瓷基复合材料在航空航天热端部件领域更广泛、更大量的应用。

本文综述了陶瓷基复合材料增材制造技术的多种工艺方法，如激光选区烧结、立体光刻法、墨水直写技术、分层实体制造、黏结剂喷射技术等，探讨了这些工艺近年来的研究进展以及各自的发展优势，最后展望了陶瓷基复合材料增材制造的发展趋势。

1 激光选区烧结技术

激光选区烧结（selective laser sintering，SLS）技术于1989年被提出^［21-22］，是一种以粉末为原料、激光为加热源的增材制造工艺，其工艺原理如图1a^［23］所示。首先在带有预热功能（以减少制备过程中的热应力）的粉末床上铺满均匀、紧凑堆砌的粉末原料；然后高能激光束在粉末区域按照程序设定的路径进行选择性扫描，经过扫描的粉末发生熔融并相互黏结，冷却后固化成形；最后粉末床下降移动，配合设备上的辊轮送粉，进行逐层扫描成形直至完成制备。

由于陶瓷粉末化学性质稳定，仅由激光束短时间加热难以在陶瓷粉末间发生元素扩散并实现物理烧结，所以用SLS技术制备陶瓷基复合材料涉及的粉末由陶瓷增强体粉末（或陶瓷聚合物先驱体）和黏结剂颗粒组成；在组成结构上，有陶瓷粉末和黏结剂充分机械混合、黏结剂包裹陶瓷粉末这两种形式，如图1b所示。这些低熔点黏结剂在熔化后可形成陶瓷间的黏连桥，黏结剂可在后续高温处理中挥发去除，由于黏结剂的挥发将引起制件的体积收缩，可能引发裂纹、孔洞缺陷^［24］，故黏结剂的添加量应在保证粉末之间良好黏合的前提下尽可能少。陶瓷粉末需要有良好的流动性以便于送粉，对于陶瓷粉末粒径的选择，因纳米级、亚微米级的粉末容易团聚沉积而优先使用微米级粉末^［25-26］。由于陶瓷的熔点高，所以陶瓷基体致密化过程需要高温长时间地保温，用SLS技术制备陶瓷基复合材料通常是制备其复合材料粗坯，经过后续的致密化工艺得到足够致密的复合材料。如图2所示^［27］，SiC_p/SiC复合材料夹芯板的增材制造由SLS技术配合浸渍和高温裂解形成。

SLS技术中的关键加工参数包括激光功率、扫描速度、扫描间距、层厚、预热温度等^［28］。激光功率对制件的成形质量影响很大：激光功率过高将导致黏结剂直接挥发或燃烧，黏结剂的功能失效；激光功率过低使黏结剂熔融不足，无法使陶瓷粉末之间良好黏合，导致制件孔隙率高而强度不足^［29］。扫描速度过低会扩大加热范围，制件的成形精度降低甚至发生变形^［30］。扫描间距控制两条相邻扫描路径之间的距离，合适的扫描间距需保证相邻烧结区连续、完整黏合^［31］。粉末的层厚对制件表面精度的影响较大，尤其是在打印曲面结构时，层厚越小，激光烧结时的能量分布越均匀，制件表面越光滑，但需要注意层厚过小在后处理时各层间的变形起翘问题。适当提高预热温度有利于降低烧结层间的温度梯度，减小由此产生的层间应力，有助于缓解变形起翘问题，过高的预热温度将导致粉末原料提前黏结，不利于铺粉。对于Al₂O₃基复合材料来说，适配的激光功率、扫描速度、层厚范围通常是6~40 W、5~2000 mm/s、0.08~0.3 mm；对于SiC基复合材料来说，适配的激光功率、扫描速度、层厚范围通常是15~150 W、1000~15 000 mm/s、0.08~0.4 mm；对于超高温陶瓷基复合材料来说，激光功率、扫描速度、层厚范围通常是80~1200 W、50~500 mm/s、0.02~0.1 mm。

SLS技术通常结合浸渍、反应渗透等致密化的后处理过程来制备颗粒/短切纤维增强的SiC基复合材料。WU等^［32］采用SLS技术结合先驱体浸渍-裂解（precursor impregnation pyrolysis，PIP）、液态硅渗透（liquid silicon infiltration，LSI）制备Si-SiC复合材料，整个制备工艺流程为：用SiC粉末+环氧树脂黏结剂通过SLS成形SiC粗坯，将粗坯浸入先驱体溶液中浸渍后进行高温碳化裂解，然后使用液相Si进行反应熔融渗透；通过使用66.7%（体积分数）先驱体溶液的两次PIP处理，复合材料的弯曲强度和弹性模量分别为301 MPa、331.26 GPa，其主要成分是游离Si、α-SiC、β-SiC、极少量Al-Si合金。SONG等^［33］针对SLS成形的Si-SiC复合材料中Si相含量偏高的问题，将具有较低反应性的石墨用作缓释碳源，防止液态硅渗透中毛细管通道堵塞，形成纳米级的SiC晶粒簇，Si相转变为碎片，降低Si相的含量和尺寸，将Si-SiC复合材料的弯曲强度提高至350 MPa以上。GONG等^［34］通过SLS技术和液态硅渗透（LSI）制备了结构-功能集成的石墨/SiC复合材料，其粗坯、预制体、复合材料如图3所示：球形石墨粉、酚醛树脂粉和介碳微珠（MCMB）充分机械混合被SLS成形为粗坯，经过高温碳化、真空浸渍形成预制体，最后将其包裹在Si粉、B₄C粉的混合物中，在真空炉中烧结成复合材料；MCMB含量为30%（质量分数）的制件综合力学性能最优，弯曲强度、压缩强度分别为152.6 MPa、326.4 MPa，与传统模塑工艺成形的石墨/SiC复合材料^［35］的弯曲强度（约137 MPa）相比，提高11.4%。LIU等^［36］采用SLS-LSI结合工艺制备短切碳纤维增强碳化硅（C_sf/SiC）复合材料：将短切碳纤维C_sf和碳化硅SiC以质量比1∶1加入25%（质量分数）聚碳硅烷-二甲苯溶液中，经过超声分散均匀、干燥、研磨、高温裂解获得粉末原料C_sf@SiC，以φ（C_sf@SiC）∶φ（SiC）=24%∶76%（体积分数）SLS成形粗坯，粗坯在浸渍-裂解的过程中，C_sf被SiC界面、热解碳层双重保护而不受熔融Si的侵蚀（图4），且Si与热解碳反应产生细晶β-SiC优化了复合材料的综合力学性能，弯曲强度、断裂韧性分别为265.2 MPa和3.5 MPa·m^1/2，与传统热压工艺成形的C_sf/SiC复合材料弯曲强度（230~290 MPa）^［37］相当。

SLS技术是最适合成形复杂形状、结构颗粒增强陶瓷基复合材料的增材技术，但对于大尺寸复杂结构件，已成形区域与成形中区域的层间温度梯度过大，容易发生因热应力差异而引起的变形起翘。另外，SLS技术涉及预热、成形、冷却三个必要制造流程，整体制造周期较长，粉末的管控难度较大，故SLS技术在工业批量生产方面的推广具有劣势。通过改进SLS设备的软硬件（如提高铺粉技术的自动化和智能化程度、同时烧结打印多个制件、以废气处理装置辅助生产等）可缩短制造周期，提高对生产现场的管控能力。

2 立体光刻法

立体光刻法（stereo lithography appearance，SLA）于1986年被发明，最初是利用光敏树脂液体、光引发剂增材制造树脂材料，直到1994年才开创了适用于陶瓷材料的SLA技术：在光敏树脂液体中加入陶瓷粉末、光引发剂形成具有一定黏度的陶瓷-树脂液体SLA成形原料^{［22，38］}。该技术制备陶瓷基复合材料的工艺原理如图5所示^［39］。基于同一原理，成形方式分为两类：①光投射。光源照射到数字微镜器件后，由器件内部的光掩模根据程序设定生成不同形状，选择性地让光投射到树脂-陶瓷粉末液体表面，逐层投射、固化成形。②光扫描。光源经过扫描仪的处理和引导形成光束后，按照程序设定的路径对树脂-陶瓷粉末液体表面逐层扫描、固化成形。陶瓷粉末应被均匀分散在树脂液体的各个部位中，光照射至液体表面时，树脂（通常是单体或低聚合物）受到光、光引发剂的激发，迅速带动其周围的陶瓷粉末聚合并固化^［40-42］，由此成形的粗坯因含较多树脂黏结剂，陶瓷构成部分致密度低，需要经过后续的清洗（去除多余浆料）、脱脂（树脂挥发）、烧结（陶瓷进行致密化）后得到符合强度要求的陶瓷基复合材料。

影响SLA技术成形质量的关键因素是树脂和陶瓷粉末的性质、树脂和陶瓷粉末的配比、树脂-陶瓷粉末液体的分散和均匀度等^［43-44］。应避免使用对该陶瓷粉末吸收率过大的光源种类，否则固化不充分，粗坯强度低；陶瓷粉末的粒径选择应与单层固化的层厚相匹配才能获得良好的精度，尽管纳米级粉末有利于后续的烧结致密化，但它在树脂液体中的团聚、沉积将严重影响粗坯的成形。对于树脂种类的选择，树脂和陶瓷粉末对光的折射率差值应尽量小以提高粗坯的精度和内部均匀度；树脂液体通常可分为水基和油基两大类，水基树脂可通过水的稀释减小黏度、提高流动性，然而脱脂过程中水的挥发易引起更大的体积收缩，制件容易开裂，油基树脂的局限性主要在于黏度较大，但它有助于成形更致密、强度更高的粗坯^［45］。树脂液体中的陶瓷粉末占比过低，不利于成形较致密、强度符合要求的粗坯，而陶瓷粉末占比过高时，树脂液体的黏度大而分散、均匀程度差，影响成形精度和均匀性。针对树脂液体黏度大的问题，可通过引入分散剂来调控黏度^［46］。粗坯的脱脂处理也会影响制件的缺陷情况，合适的加热速度、均匀的热应力分布有利于避免因体积收缩而引起的开裂^［47］。

SLA技术因具有成形精度高的优势，通常被用于成形形状复杂的晶须或颗粒增强陶瓷基复合材料。XING等^［48］通过SLA技术、脱脂和烧结成形了蜂窝圆盘结构的SiC晶须增强氧化铝（SiC_w/Al₂O₃）复合材料，如图6所示，其断裂韧度和硬度分别为7.1±1.20 MPa·m^1/2、17.6±0.78 GPa；采用70 ℃的丁酮-乙醇共沸溶剂防止SiC_w在光敏浆料中的团聚、沉积，使Al₂O₃粉末、SiC_w和光敏树脂的分散性良好且不影响树脂的光引发聚合响应，通过球磨、搅拌、蒸馏等方式制备SiC_w/Al₂O₃陶瓷浆料，SiC_w含量最高可达15%（体积分数），与传统的振荡压力辅助烧结成形的25%-SiC_w/Al₂O₃复合材料断裂韧度、硬度（5.5~6.8 MPa·m^1/2、15.3~23.7 GPa）^［49］相比，韧度最大提高29.1%，硬度相当。WU等^［50］研究了SiC颗粒粒径对Al₂O₃浆料流变性和稳定性的影响，通过SLA技术、脱脂和烧结成形了应用于隔热和油水分离的蜂窝结构SiC颗粒增强Al₂O₃（SiC/Al₂O₃）复合材料，其隔热性能良好，对不同油水混合物的分离率高于98%，且压缩强度达188 MPa，与同为SLA成形的Al₂O₃陶瓷的压缩强度（155.35 MPa）^［51］相比提高21.0%。用于SLA的浆料制备过程如下：树脂液体成分为乙氧基化季戊四醇四丙烯酸酯、1，6-己二醇二丙烯酸酯、聚乙二醇、0.25~2.0%2，4，6-三甲基苯甲酰基（作为光引发剂），直接将SiC粉末、200 nm Al₂O₃粉末、乙醇（作为稀释剂）在树脂液体中充分球磨混合，当使用0.6 μm SiC颗粒时，SiC含量的增加对Al₂O₃悬浮液的黏度影响较小。FU等^［52］将细SiC颗粒（5 μm）、粗SiC颗粒（20 μm）和SiC晶须加入树脂液体中，使其固含量高达70%（质量分数），SiC晶须在浆料中形成交错的网状结构，增加了浆料黏度。由于SiC晶须对光具有较强的吸收、散射率，因此浆料的固化厚度随晶须含量的增加而减小。为了减少SLA后处理工艺的制件缺陷，该研究将液态硅渗透（LSI）作为脱脂工艺，结果发现晶须有助于加速粗坯烧结的致密化过程，因此得到的SiC_w/SiC复合材料力学性能良好。当晶须含量为8%（质量分数）时，维氏硬度和弯曲强度各达17.54 GPa和352.2 MPa，与通过凝胶注模-反应性熔体渗透的传统工艺成形的SiC_w/SiC复合材料（弯曲强度最高约339 MPa）^［53］相比，弯曲强度提高4%。SLA-SiC_w/SiC复合材料的典型增韧机制在断裂面的SEM图中显而易见，如图7所示。颗粒和晶须的拉出和桥接有效地分散了大裂纹扩展的断裂能，大裂纹被引导偏转、延伸为小裂纹分支，避免了因开裂而引发的脆断失效^［54］。YIN等^［55］在制备SLA成形-纳米颗粒ZrO₂增强SiO₂复合材料的脱脂过程中引入埋入粉末工艺，其示意图见图8。研究结果表明，埋入-脱脂工艺可将粗坯的线收缩率降为2.91%~3.19%。而GU等^［56］通过分段气氛脱脂工艺对Al₂O₃带材进行无损脱脂，烧结后的收缩率约为16.4%。埋入-脱脂工艺使收缩率显著下降的原因如下：①用于埋没粗坯的粉末可作为粗坯的支撑结构；②埋藏粉末可收集树脂的分解物，粗坯周围的高浓度挥发物和埋藏粉末的毛细管作用使粗坯内部树脂分解以均匀速率发生；③埋藏粉末可为粗坯提供均匀热场；④添加纳米ZrO₂颗粒可为SiO₂基体提供良好的高温力学性能。

对于SLA技术成形短切纤维增强陶瓷基复合材料，短切纤维和陶瓷粉末加入树脂液体中对光敏浆料的黏度、固化厚度影响较大，通常需要对加入的填料（陶瓷粉末、短切纤维等）或光敏浆料进行改性。JIN等^［57］将制备SiC陶瓷基体的先驱体粉末（PCS）和短切碳纤维（C_sf）混合制成了新型SLA用陶瓷先驱体复合浆料，其C_sf含量高达25%（体积分数），与仅加入SiC粉末和C_sf的浆料相比，此浆料的固化厚度增加了66%，提高了成形效率。由SLA成形C_sf/SiC粗坯的SEM图（图9）可知：C_sf和PCS粉末均匀分布、无团聚，粗坯层间结构特征明显，无裂纹，实际层间距与预设层间距基本符合，说明SLA成形的层间黏合精度较高；SLA成形后的粗坯在脱脂后经过8次先驱体浸渍-裂解（PIP）后，将粗坯中的SiC先驱体转化为SiC陶瓷基体，由于脱脂后的粗坯致密度不足，所得C_sf/SiC复合材料的弯曲强度为109.99 MPa，远低于传统热压工艺成形的C_sf/SiC复合材料弯曲强度（230~290 MPa）^［37］。类似地，SLA技术成形SiO_2sf/SiO₂复合材料也需要对浆料改性并调整后处理方式，如图10所示^［58］。用多巴胺（DA）和三（羟甲基）氨基甲烷在SiO₂粉末表面涂覆聚合物膜（PDA），得到改性SiO₂（m-SiO₂）粉末，制成含有SiO₂短切纤维的改性SiO₂（SiO_2sf/m-SiO₂）浆料，浆料的黏度明显减小，其激光吸收率使固化误差减小，随后，SLA技术结合Si溶胶浸渍、烧结后处理获得SiO_2sf/m-SiO₂复合材料，其浸渍3次后的弯曲强度、压缩强度分别为28.9 MPa、72.3 MPa^［58］，与通过水性凝胶铸造传统工艺成形的多孔熔融石英陶瓷弯曲强度（20.69 MPa）^［59］相比，弯曲强度提高39.7%。ZHU等^［60］将SLA技术拓宽至成形复杂形状的h-BN（六方氮化硼，为一种二维/层状结构材料）/SiCO复合材料：h-BN在光敏树脂中具有优异的润湿性，随着h-BN含量的增加，复合材料的弯曲强度、断裂韧性先增大后减小，当h-BN含量为1%（质量分数）时，弯曲强度、断裂韧性最高，分别为252.4 MPa和2.7 MPa·m^1/2，复合材料的热导率和电阻都随着h-BN含量的增加而增大。

SLA技术作为最早出现的快速原形制造工艺之一，成形速度较快且精度较高，适合成形具有复杂几何形状、微小细节的陶瓷基复合材料，类别包括氧化铝、氧化锆、氧化硅、ZTA等。然而SLA技术的后处理步骤包括清洗多余树脂、固化、烧结等，难以节约人力和时间成本，制件在后处理时也可能出现变形、开裂，故目前该技术止步于小批量生产或原形制造。通过开发合适的表面活性剂，减小浆料黏度、改善其流动性，提高陶瓷粉末在光敏树脂中的固含量、分散均匀性，有利于成形精度更高、形状稳定性更好的大尺寸结构件。

3 墨水直写技术

墨水直写技术（direct ink writing，DIW）在1997年被美国Sandia国家实验室的Cesarano和Calvert作为专利首次提出，当时的DIW技术主要用于复杂结构陶瓷的增材制造^［61］。经过20多年的发展，DIW技术的原料种类逐渐广泛，涵盖聚合物、玻璃、陶瓷、水泥、液态金属等。基于DIW技术在增材制造氧化物陶瓷、非氧化物陶瓷、生物陶瓷领域的工艺优越性，自2019年起，DIW技术成为了增材制造陶瓷基复合材料最具潜力的成形工艺^［22］。DIW技术的挤出成形原理如图11所示^［62］，其增材原料为由溶剂与填料混合的稳定悬浊液（墨水），这种具有黏弹性的墨水通过气体加压/活塞加压/螺杆输送其中的一种方式在精密喷嘴处按照设定移动路径挤出沉积、逐层叠加，最后经过溶剂自然挥发/光固化/凝胶化/热处理等方式将墨水固化成形。对于陶瓷基复合材料，DIW技术只能成形粗坯。通常情况下，喷嘴直径、喷嘴移动速度、墨水的流变特性是决定制件质量的关键因素^［63-64］。减小喷嘴移动速度、喷嘴直径可提高制件精度，但过小的喷嘴直径容易造成墨水中填料沉积导致喷嘴堵塞。墨水的黏度、分散性、均匀性、化学特性等需要通过黏结剂、分散剂、固化引发剂的添加以及填料的加入量、粒径来调节^［65］。黏结剂的作用是增大墨水黏度和黏弹性，便于形成连续的液桥、控制墨水挤出量和固化成形^［66］；分散剂的作用是使墨水中各颗粒间保持适当的间距、各颗粒均匀地分布，防止墨水黏度过大甚至发生不良沉积^［67-68］；固化引发剂的选择根据固化方式（光固化、热固化、溶剂蒸发等）确定^［69］；墨水的主要填料包括陶瓷粉末、陶瓷先驱体，其加入量和粒径对粗坯的致密度以及粗坯在后处理致密化过程中的效率极其重要^［70-71］。

当用DIW技术制备短切纤维增强陶瓷基复合材料时，通常将短切纤维浸渍在陶瓷墨水中挤出，而浸渍挤出方式可分为预浸渍挤出和原位浸渍挤出两种，如图12所示。预浸渍挤出的工艺用更简便而被广泛应用，将短切纤维预先加入陶瓷墨水中共同配置成挤出墨水，其难点在于协调短切纤维加入后纤维含量与墨水黏度、分散性之间的矛盾，而且短切纤维原本在陶瓷墨水中的无序状态在经过喷嘴边壁处将改变为沿喷嘴壁的取向性分布，这对于固化成形的粗坯来说短切纤维的分布不均匀^［72-73］；原位浸渍挤出的工艺将富含短切纤维的墨水与基体墨水分隔在不同的喷嘴腔体内，在两者被同时挤出喷嘴时进行原位的短切纤维浸渍，内外双腔喷嘴进料的工艺复杂性改善了喷嘴处短切纤维取向分布情况^［74］。

由于DIW直接固化后的基体疏松，与增强相的结合强度不足，目前DIW通常用于成形复合材料的粗坯，粗坯经高温（反应）过程实现基体致密化、基体-增强相的界面加固。ZHANG等^［75］将DIW技术结合先驱体浸渍-裂解（PIP）制备C_sf/ZrB₂-SiC复合材料：首先利用化学气相沉积（CVD）工艺在连续碳纤维上沉积和纤维弱结合的裂解碳（PyC）涂层，其目的是保护碳纤维不与基体在高温时形成强界面结合而丧失复合材料的增韧机制^［76］，随后将含涂层的连续纤维切碎制成短切纤维与ZrB₂粉末加入至酚醛树脂、乙醇中充分分散，制成墨水进行粗坯的DIW成形；随后将粗坯在氮气气氛下碳化，其中的树脂成分被转化为无定形碳，碳化后的粗坯用聚碳硅烷（SiC的先驱体）进行6个PIP循环，最后烧结得到C_sf/ZrB₂-SiC复合材料，其纤维含量最高为30%（体积分数），此时弯曲强度、断裂韧性分别高达275.0±57.5 MPa、5.26±0.43 MPa·m^1/2，与通过无压烧结制备的C_sf/ZrB₂-SiC复合材料断裂韧性（6 MPa·m^1/2）^［77］相当。WANG等^［78］用DIW-LSI（液态硅渗透）结合工艺制备无纤维涂层的C_sf/SiC复合材料，DWI墨水仅由葡萄糖溶液（溶剂）、甲基纤维素（黏结剂）、聚乙二醇（分散剂）、SiC粉末和C_sf（填料）组成，成形粗坯经碳化去除有机物、LSI基体致密化后被制成C_sf/SiC复合材料，所使用的桌面DIW成形系统如图13所示。气体压缩器将墨水从进料管运输到喷嘴腔，喷嘴内使用螺杆挤出墨水，使墨水具有合适的剪切速率以展现良好的流变特性；复合材料的最大拉伸强度、弯曲强度分别为53.68 MPa、253.63 MPa，与传统热压工艺成形的C_sf/SiC复合材料弯曲强度（230~290 MPa）^［37］相当。

DIW墨水对增强相的剪切力很大程度上影响墨水的稳定性、分散性，可通过开发新型墨水溶剂、喷嘴等方法显著改善DIW的工艺可行性。NARCISO等^［79］评估了胶体和水凝胶两种稳定体系的墨水对DIW成形Al₂O₃颗粒增强Al₂O₃-ZrO₂（ATZ）复合材料力学性能的影响：将Al₂O₃ + ATZ粉末分别与混合树脂、Pluronic F-127水凝胶混合制成胶体、水凝胶两种稳定体系的墨水，经过DIW成形粗坯、粗坯烧结获得Al₂O₃/ATZ复合材料。结果表明，胶体体系使陶瓷颗粒分布均匀，能适应更高的陶瓷粉末含量，而水凝胶体系内的陶瓷颗粒均匀性较差，具有Al₂O₃大团聚体（直径高达50 μm），两种稳定体系中陶瓷粉末和其他添加剂的相互作用方式如图14所示。然而在力学性能方面，通过两种稳定体系制得的复合材料，其硬度和断裂韧性都与传统工艺制得的相当，胶体体系-复合材料的弯曲强度为670 MPa，高于大多数通过粉末增材技术成形的同成分体系制件。用于DIW成形的纳米墨水制备是个较大的挑战：SANTOS^［80］以研制纳米墨水—DIW成形粗坯—脱脂—常规烧结（CS）/火花等离子烧结（SPS）的工艺流程制备碳纳米纤维增强氧化铝-氧化锆（CNF/ATZ）复合材料细丝，并研究喷嘴直径、CNF含量和烧结方法对细丝的力学性能影响。与通常情况下避免纤维在喷嘴处的取向分布不同，该研究利用极细喷嘴（直径为200~840 μm）的剪切应力旨在使纳米纤维具有高取向性，以实现复合材料在特定方向上更优的力学性能。然而在文献［80］中未观察到CNF的取向，其主要原因是CNF的严重团聚使其不受剪切力作用，且团聚现象并不因CNF含量减少而缓解，说明有必要探究更加适合纳米墨水的分散剂（或解絮剂）；该CNF/ATZ复合材料弯曲强度最大可达594 MPa，与当前SLA成形的ATZ陶瓷弯曲强度（415~843 MPa）^［81］相当。

当用DIW技术制备连续纤维增强陶瓷基复合材料时，通常将连续纤维或预浸纤维通过送丝机构运输至陶瓷墨水中充分浸渍，浸渍后的纤维束和墨水由喷嘴一同挤出成形复合材料粗坯，其成形原理如图15所示^［82］。

DIW技术普遍用于制备连续碳纤维增强SiC复合材料。高固含量墨水的流动性、墨水与纤维的浸润性容易导致陶瓷基体和纤维之间存在大量空隙。HUANG等^［83］调整了黏结剂含量、优化了墨水喷嘴尺寸与纤维喷嘴-墨水喷嘴间的角度以提高DIW制造C_f/SiC复合材料的质量，最后采取火花等离子体电场辅助液相烧结（SPS）对粗坯致密化：含81.5%（质量分数）固体填料、0.4%（质量分数）海藻酸钠黏结剂的墨水具有优异的触变性、黏弹性和剪切稀化行为，能实现纤维-墨水的顺滑挤出和挤出后快速增稠成形；60°的纤维喷嘴角度和1.55 mm的喷嘴直径能有效减小SiC基体中孔隙的数量和尺寸，这些改进使复合材料的相对密度由60.83%增大至77.36%，弯曲强度由28.60 MPa增大至113.17 MPa，与通过连续纤维预制成形-化学气相沉积制备的C_f/SiC复合材料弯曲强度（181~211.5 MPa）^［84］存在一定差距。ZHANG等^［85］通过纸张层压（PL）-DIW-先驱体浸渍裂解（PIP）结合工艺，制备了C_f/（Ti_0.2Zr_0.2Hf_0.2Nb_0.2Ta_0.2）C-SiC高熵复合材料：（Ti_0.2Zr_0.2Hf_0.2Nb_0.2Ta_0.2）C高熵陶瓷（HEC）粉末由无压烧结和球磨合成，HEC粉末、SiC粉末、水、黏合剂和分散剂按比例混合制成HEC-SiC墨水；通过PL工艺（完成第一层挤出后，在挤出墨水上快速覆盖一层新碳纤维布）将涂覆有氮化硼（BN）涂层的碳纤维布自动铺放于DIW工作台上，将HEC-SiC墨水挤出到布表面，重复3个循环周期的PL-DIW后获得C_f/HEC-SiC粗坯，最后通过8个循环周期的PIP进行粗坯致密化得到C_f/HEC-SiC复合材料，含30%（体积分数）HEC的复合材料综合力学性能最佳，弯曲强度、断裂韧性、拉伸强度分别达183.7 MPa、14.6 MPa·m^1/2、98.4 MPa，与化学气相沉积-先驱体浸渍裂解传统工艺制备的C_f（含BN涂层）/（CrZrHfNbTa）C-SiC复合材料（弯曲强度246±15 MPa，断裂韧度8.56±0.73 MPa·m^1/2）^［86］相比，弯曲强度有待提高。LI等^［87］开发了一种使用热塑性SiC墨水、基于热辅助挤出的DIW技术，其墨水在高温下具有剪切稀化性，而在室温下会快速固化成形，其工艺原理如图16a所示。成形路径中纤维束的偏差和纤维错位对制件的力学性能具有重大消极影响，SiC晶须的加入和扁平同轴喷嘴可以有效减少纤维束偏差，如图16b~图16e所示。晶须的存在缓解了挤出物弯曲时的纤维收缩，然而当晶须质量分数大于或等于2%时，纤维和基体之间将产生间隙层。成形粗坯经脱脂、8个循环周期PIP处理后得到的C_f/HEC-SiC复合材料，最大弯曲强度和断裂韧性分别为149.1 MPa、5.32 MPa·m^1/2。而后，该研究团队通过一种新型的双材料热辅助DIW成形技术制备了仿生竹纤维管束的C_f/SiC复合材料^［88］，其梯度结构由两种具有成分差异的墨水交替挤出，产生连续但异质的共挤物，实现了SiC固体负载量（或纤维含量）的可控变化，如图17所示。Y形同轴喷嘴和加热注射器安装在三轴龙门打印机上，一束连续碳纤维穿过喷嘴的内通道，两种墨水连接至Y形同轴喷嘴的两侧。粗坯经脱脂后，由化学气相渗透（CVI）工艺进行致密化，结果表明不同仿生构型对CVI的致密化效率有显著影响，主要原因是构型本身不同而引起渗透通道差异：CVI过程中离子气体逐渐从外周扩散到中心位置，具有较高固体负载量的粗坯孔隙较少，在CVI中更容易致密。另外，由外至里致密度逐渐增大的粗坯因其外表具有更多气体扩散通道而更适合CVI致密化。在复合材料断裂时，由此成形工艺实现的弱界面结合有效阻碍了裂纹扩展至纤维，材料的最大弯曲强度和断裂韧性分别为108.6 MPa、16.45 MPa·m^1/2，也与通过连续纤维预制成形-化学气相沉积制备的C_f/SiC复合材料弯曲强度（181~211.5 MPa）^［84］存在一定的差距。

DIW技术制备连续纤维增强复合材料，纤维取向、纤维排布是影响制件力学性能的关键参数。LIU等^［89］通过机器人辅助连续纤维复合材料打印技术，规划打印具有不同顶角的仿生交叉层状结构，其打印路径如图18所示，顶角α分别设置为90°、120°和150°，相邻层的纤维以镜像方式翻转；将PC树脂作为打印基体、SiC作为连续纤维，打印后的粗坯经浸渍碳化、交联固化-热解（7个循环）完成陶瓷化，得到SiC_f/SiC复合材料。仿生交叉层状结构的顶角对复合材料的力学性能有显著影响，α=120°时，与单向纤维结构相比，弯曲强度和断裂韧度分别提高了20%和72%，这是由于交叉层状结构通过层内和层间协同增韧，诱导裂纹多角度扩展，触发纤维脱粘、桥接和拉拔等更多增韧机制。

与其他增材制造技术相比，DIW技术最显著的特点是能够成形连续纤维增强的复合材料，其连续挤出沉积物、原位浸渍纤维、直写浆料固含量高，比SLS、SLA的逐层烧结/固化方式更快速高效，成形粗坯致密度更高，是一种极具发展潜力的、能够高效制备形状复杂连续纤维增强陶瓷基复合材料的增材工艺。由于DIW的技术成熟度较低，成形件的机械性能与传统工艺成形的制件存在一定差距，其成形质量受工艺参数的影响较大，如喷嘴形状结构与直径、挤出压力大小、喷嘴与平台移动速度、墨水的流体特性等，制件的形状和表面精度均有待提升，应加强对工艺参数协调性、系统性的探究，提高成形精度和可重复性。

4 分层实体制造技术

分层实体制造（laminated object manufacturing，LOM）技术于1986年由美国Helisys公司研发并进行商业化^［90］。该技术以颗粒或形态各异的纤维增强陶瓷基复合材料粗坯片材为原料，将片材原料通过自动送料机平铺在平面工作台上，再用配备的加热辊轮对片材热压，使片材上的黏结剂熔融、发挥层间黏合作用，随后用激光对该层片材根据设定的程序进行二维形状切割，切割完毕后通过平面工作台下降进行逐层黏合、切割成形。对于陶瓷基复合材料来说，一种改良的LOM技术如图19所示^［91］。与传统的LOM技术相比，它不仅可在平面工作台上逐层制件，也可以将片材通过机械臂从平面工作台上拾取选定的多层结构，将多层结构附着在可旋转的自由形状部件上，喷嘴部件可将黏合剂喷涂到拾取的多层结构上，且机械臂可对多层结构进行受控弯曲，移动的喷砂机可对自由形状部件表面进行修整^［77］。所成形的复合材料粗坯后续处理工艺也包括脱粘、烧结或裂解等。

LOM技术可用于成形曲面、实心的颗粒/连续纤维增强陶瓷基复合材料。KLOSTERMAN等^［92］早在1998年就利用LOM-LSI（液态硅渗透）结合技术成形了连续SiC纤维增强SiC（SiC_f/SiC）复合材料的小型防弹衣，其外观和微观横截面如图20所示。该研究所涉及的成形原料为SiC带材（含SiC颗粒增强）、含碳涂层连续SiC纤维的树脂预浸料（树脂作为层间黏结剂、LSI中反应键合的碳源），SiC带材和SiC纤维预浸料在LOM工艺中进行交替叠加黏合、切割成形复合材料粗坯，粗坯经600 ℃脱脂、1600 ℃ LSI工艺进行SiC基体的热解和致密化，由此得到的SiC_f/SiC复合材料与其他增材制造成形的陶瓷基复合材料相比，纤维-基体层间黏附充分、纤维体积含量高。该团队基于此研究基础，次年开发了一种新型快速LOM技术^［93］，旨在高效制造弯曲层结构的连续纤维增强复合材料，该工艺专门以陶瓷带材、连续纤维预浸料为原料，在逐层弯曲的基础上成形弯曲结构，消除“阶梯效应”（逐层叠加时，层与层之间产生阶梯）以及在曲率方向上保持表面连续。如图21所示，将预浸料片材铺平到可旋转的送料台上，用真空卡盘拾取并传动到中心轴上，加热辊轮以稳定、均匀的压力将每层板材热压到弯曲的中心轴上，根据表面倾斜度、纤维排布方向用激光切割预设的图案。通过编程旋转送料台可使纤维取向逐层变化。WINDSHEIMER等^［94］制备了以SiC为填料并负载在纤维素纸上的LOM-LSI用板材，用于成形具有复杂形状的致密Si-SiC层状复合材料：板材由质量分数分别为76.8%SiC粉末、20%纤维素纸浆、3.2%助留剂和黏结剂构成，纤维素在LSI工艺中可作为碳源热解形成SiC。由此得到的复合材料含54.9%Si、45.1%SiC（体积分数），在力学性能上存在各向异性，除了层间强度（约150 MPa，层间因富Si而导致对缺陷敏感）以外，在其他平面施加载荷测得的弯曲强度约315 MPa，与传统工艺制备的Si-SiC层状复合材料（180~450 MPa）相当。

LOM技术也适用于层状梯度功能复合材料的成形。KRINITCYN等^［95］采用流延成形技术（利用特制陶瓷浆料在流延机上成形、干燥，得到陶瓷粗坯膜片）^［96］制成由TiC和SiC组成的LOM用板材，通过烧结将LOM成形的粗坯完成致密化，后利用LSI工艺原位合成MAX相Ti₃SiC₂，制成SiC/TiSi₂/Ti₃SiC₂复合材料三维齿轮，该成形件相对于粗坯的线性收缩率小于3%，结构无明显缺陷，弯曲强度（载荷施加垂直于成形平面）、维氏硬度分别为180±40 MPa、8.9±0.9 GPa。类似地，SUN等^［97］通过流延成形分别制成TiC和SiC板材，通过交替堆叠两种板材进行LOM成形，经热解、烧结、LSI工艺处理后，所得的SiC/TiSi₂/Ti₃SiC₂复合材料横截面如图22所示。明显可见该结构层状结构由SiC-Si-TiSi₂、TiSi₂和Ti₃SiC₂-TiSi₂-SiC层组成，厚度分别约为400 µm、20 µm和450 µm，SiC层呈光滑的脆性断裂，Ti₃SiC₂层呈粗糙的韧性断裂，其中含有拉拔出的Ti₃SiC₂晶粒；复合材料的相对密度大于98%，弯曲强度最高达225±6 MPa，与使用TiSi₂合金、通过反应熔体渗透传统工艺制备的SiC-Ti₃SiC₂复合材料（约395 MPa）^［98］相比，存在较大差距。

与其他增材制造技术相比，LOM的制造速度快、制件尺寸和工艺规模受限小，自开发以来被广泛用于大尺寸零构件的工业生产中，然而其制造的原料必须是特制的片材，这需要在制件前投入其他的工艺和研究成本，而且制件过程中片材浪费量大，增加了制件成本；另外，LOM成形件力学性能不足的问题主要因逐层制造而层间结合力不足导致。以上弊端无法在根本上解决，该增材制造技术逐渐淡出学者们的研究重点。然而，通过LOM技术采用异质材料多层叠加，逐层改变材料成分或结构，可快速成形具有曲面和功能梯度的层状陶瓷基复合材料。

5 黏结剂喷射技术

黏结剂喷射（binder jetting，BJ）技术于1990年被美国麻省理工学院的SACHS等^［99］提出，2013年被美国材料实验协会（ASTM）正式命名为黏结剂喷射技术^［100］。BJ技术成形陶瓷基复合材料粗坯的原料是陶瓷粉末与增强相（颗粒、短切纤维、晶须等）、其他填料粉末（黏结剂、添加剂等）的混合物。首先，将粉末原料均匀平铺在粉末床上，液体黏结剂在粉末床上方按照设定的路径或区域喷溅至粉末上，黏结剂渗入粉末之间并固化（通过自发固化、加热、辐照等方式）黏结相邻的粉末，随后辊轮通过粉末供应台和工作台之间的高度差分散平铺粉末，进行下一层粉末的固化成形，其工作原理如图23所示^［101］。由BJ技术成形的粗坯经脱脂、烧结的致密化处理后获得陶瓷基复合材料。粗坯的成形质量主要取决于粉末流动性、粉末堆积密度、粉末形状、粉末粒度分布、粉末层厚、黏结剂和添加剂的种类等因素^{［22，102-103］}。粉末具有良好的流动性保证了粉末能够在辊轮的作用下均匀、顺畅地平铺，粉末密实的堆积保证了制件缺陷少且致密度高，而粉末的几何形状会很大程度上影响粉末的流动性、堆积密度。如球状粉末不如无规则粉末那样能实现颗粒间面接触的紧密堆积，但无规则粉末不如球状粉末的流动性好^［104］。粉末的粒径影响粉末流动性和黏结剂的渗透效率，过细的粉末团聚严重而流动性差、不易被黏结剂渗透^［105］。粉末层过厚易导致粉末间黏结不足甚至制件分解，但过薄则导致制件中黏结剂过多，这样的制件在脱脂时因黏结剂挥发而体积收缩剧烈。黏结剂的选取主要关注黏结剂-粉末的润湿性、黏结剂本身的黏度两个方面。黏结剂-粉末的润湿性越好、黏结剂渗透效率越高，过高的黏结剂黏度不利于其在粉末间渗透^［106］。添加剂的作用主要是改善粉末流动性、提高渗透和黏结效率等，然而固体添加剂难以在后续脱脂过程中去除，故添加剂应不影响制件的精度、密度、后处理效率等。

现阶段，BJ技术可用于成形非连续相增强的SiC体系复合材料，关于其他体系的陶瓷基复合材料鲜有报道。FENG等^［107］通过BJ技术结合酚醛树脂浸渍-热解（phenolic resin impregnation-pyrolysis，PRIP）和液态硅渗透（LSI）工艺制备了结构复杂、精度高、低残余Si含量的Si-SiC复合材料，如图24所示。粗坯由BJ技术成形，进行PRIP的目的是增加碳含量、减少LSI产生的残余Si，LSI为粗坯的致密化工艺；经过2个循环周期的PRIP和LSI工艺，复合材料的最大弯曲强度达257 MPa。类似地，该团队采用BJ-LSI结合工艺制备了不同碳化硅晶须含量的SiC_w/SiC复合材料并研究了SiC_w含量对复合材料力学性能的影响^［108］：当SiC_w含量达7.5%（体积分数）时，弯曲强度、断裂韧性各达最大值215.29 MPa、3.25 MPa·m^1/2。LYU等^［109］首次将喷雾干燥、BJ技术和化学气相渗透（CVI）结合，制备了SiC_w/SiC复合材料。喷雾干燥的目的是将针状SiC_w制成球形SiC_w颗粒以增加粉末流动性，如图25所示。若干细小的SiC_w被团聚成10~100 μm的标准球体；CVI工艺将BJ成形的粗坯在甲基三氯硅烷（CH₃SiCl₃，作为沉积SiC基体的先驱体气体）气体中1000 ℃保温120~720 h，制备致密且具有高模量、高强度的SiC基体；此复合材料的最大弯曲强度、断裂韧度分别为200 MPa、3.4 MPa·m^1/2。类似地，POLOZOV等^［110］利用喷雾干燥-BJ-先驱体浸渍裂解（PIP）结合工艺制备SiC_sf/SiC复合材料，然而，引入喷雾干燥工艺后制备的复合材料，其弯曲强度与使用不规则粉末制备的复合材料相比降低，原因是球形粉末中亚微米孔过多导致粗坯结构致密度不足。以上BJ成形的SiC基复合材料制件与BJ成形-先驱体浸渍裂解/反应熔渗/化学气相沉积工艺制备的SiC陶瓷相比（弯曲强度约229~297 MPa）^{［111-112］}，力学性能稍差。在引入晶须、短切纤维后，成形制件力学性能反而下降的原因主要是：引入增强相后，粉末与增强相之间的流动性变差、颗粒间距增大，由此黏结成形的粗坯致密度更小，尽管粗坯后续经过了一系列基体致密化处理，复合材料中的微孔仍不能消除。

与其他增材制造技术相比，BJ技术的显著特点是在室温下成形，因此可实现多种不同熔点的材料组合，且可同时成形毫米级到米级尺寸的复杂结构件并保持同等的精度，既适配小批量定制化的生产，也可胜任大批量规模化的生产。目前限制该技术进一步规模应用的因素是黏结剂的存在决定了成形粗坯的密度低，制件在脱脂后易变形。可通过颗粒级配理论优化粉末的粒度分布，提高陶瓷粉末的堆积密度和流动性，也可设计黏结剂配方，调整其黏度、流动性、固化速度和润湿性等，提高陶瓷粉末与增强相之间的黏结效率，使其有利于提高粗坯密度。

6 总结与展望

陶瓷基复合材料的传统制备工艺大致分为增强相预处理（维型）、引入基体、基体致密化三个步骤。尤其是对于大尺寸、形状结构复杂的航空航天用陶瓷基复合材料来说，预先编织成形的增强体因织物复杂而紧密，即便利用模压、真空等繁琐的操作也难以高质量地将基体引入增强体中，这在很大程度上限制了陶瓷基复合材料的大批量、高效工业生产及其在航空航天领域更广泛更大量的应用。如图26所示，与传统制备工艺相比，增材制造能同时进行自由结构设计和粗坯（引入基体）成形，无需附加工具和设备辅助，解决了上述传统工艺难题。

图26a中介绍了5种陶瓷基复合材料增材制造工艺，根据增强相形态、制件性能要求选用不同工艺，各工艺成形的复合材料类型及其力学性能见表1^{［23，27，34，36，39，48，50，57-58，62，75，78，85，88，91，95，101，108-109，113-125］}。含连续纤维的复合材料目前仅限于DIW、LOM，DIW生产效率高、自动化程度高，可实现复杂结构和成分梯度的设计，在工业生产和应用领域极具发展潜质，而用于LOM的片材原料研究成本和周期投入大，且制造时片材浪费大，所以LOM没能成为大尺寸陶瓷基复合材料增材制造的研究热点；含非连续增强相（颗粒、晶须、短切纤维等）的复合材料适用于本文所涉及的5种工艺，具体需根据复合材料的原料类型、成形精度、后处理方式、力学性能等要求确定。SLS和BJ的原料为粉末，可选的陶瓷粉末范围广且包括高熔点陶瓷粉末，制造的剩余粉末可重复利用避免浪费，但由于粉末的粒径分布和烧结过程的不确定性，构件的精度可能受影响。SLA、DIW的原料为粉末、有机溶剂等配制的陶瓷墨水，构件的形状设计自由度高、成形快速，其中陶瓷墨水的成分设计、流变特性调整是决定成形质量的关键。与陶瓷粉末适配的SLA光敏树脂选择范围有限，而DIW成形高精度、高质量的构件工艺难度较高，需要协调喷嘴直径、喷嘴移动速度、墨水黏度和分散性、纤维束在挤出物中的分布偏差等工艺参数。

如图26b所示，以复合材料弯曲强度为纵坐标、复合材料增强相含量为横坐标，比较传统与增材两种制备工艺成形陶瓷基复合材料的力学性能。可见传统工艺制备的复合材料位于坐标图的右上方，增材制造复合材料位于坐标图的左下方，说明现阶段增材制造引入的增强相含量有限，且不能将复合材料力学性能上限达到与传统工艺制备相当的水平。究其原因主要在于增材制造的工艺本质：增强相的排布、粗坯成形和浸渍基体同步进行，一次沉积，而非传统工艺中的连续纤维先编织成形，后通过反复浸渍、模压，在编织体中引入基体颗粒、同时将小分子填料挤压排出，因此，相同体积、结构的复合材料，增材制造成形的连续纤维排布不如传统工艺成形的紧密，纤维束之间因编织而形成的取向增强效应也被削弱，限制了增材制造复合材料的力学性能上限。另一方面，增材制造的粗坯因缺少模压，较多的小分子有机填料在粗坯干燥前未被排出，导致增材制造粗坯脱脂后基体含量较低，影响了力学载荷在基体中的有效传导。

综上所述，未来的研究可着重关注以下两个方向：①开发、优化原材料体系。更高基体固含量、更少有机黏结剂的打印浆料有利于成形致密的粗坯（经脱脂、基体致密化后形成孔洞缺陷少、收缩变形小的复合材料）。可利用纳米颗粒的自黏结机制，引入SiO₂、TiO₂等纳米颗粒作为无机黏结剂，其表面—OH在水分蒸发时形成Si—O—Si或Ti—O—Ti键，实现颗粒间自结合，如在ZnO纳米陶瓷浆料中添加质量分数为2.5%SiO₂NP，可在无有机黏结剂情况下获得质量分数为63%的高固含量浆料，DIW成形后经400 ℃热处理获得致密结构^［126］。另外，可开发与增材工艺复合的浆料体系。如在近红外光固化辅助DIW成形中，0.59%光引发剂、1.50%上转换荧光粉加入9.58%聚氨酯丙烯酸酯/HDDA混合溶液中得到光敏预混料，该混料与陶瓷粉末机械混合制成的质量分数75%高固含量氧化铝浆料具有优异的触变性，在高剪切时黏度和模量迅速下降，在剪切停止时迅速恢复，有利于无支撑成形高纵横比、大跨度的复杂陶瓷结构^［127］。②优化打印过程中的细节参数、工艺。如层高在复合材料增材制造的孔隙形成中起着重要作用，垂直角度对平面外结构稳定性有关键影响。北京理工大学何汝杰团队将层高设置为喷嘴直径的60%~75%，以避免丝材扭曲并减少了丝材间空隙区域，将垂直角度调整小于40°并结合面外结构设计，使纤维沿加载方向择优排列、减少各向异性，可无需支撑、直接通过材料挤出制备具有面外结构的大型C_sf/SiC复合材料构件^［128］；山东大学蔡玉奎团队的研究表明，在2.5D石英纤维增强石英陶瓷基复合材料中，沿纤维编织方向（经纱）划痕时损伤率最低，而垂直方向损伤显著，揭示了连续纤维增强复合材料的增材制造中路径规划需匹配纤维取向^［129］，有利于减少复合材料的力学性能各向异性缺陷。设计、优化打印挤出头的形状、结构等因素，可改善纤维与基体界面结合不良、纤维分离的问题。如西安交通大学田小永教授团队采用同轴、双通道挤出头设计，挤出头外层为高固相（质量分数70%~89%）陶瓷浆料，内层为低固相（质量分数30%~60%）浆料浸润纤维，通过强度可调紫外光控制固化厚度，同轴喷嘴、紫外灯加装在机械臂上，通过编程控制运动路径，可同时提高陶瓷基复合材料的打印精度和质量^［130］。

参考文献

[1] 邢丽英， 李亚锋， 陈祥宝. 先进复合材料在航空装备发展中的地位与作用［J］. 复合材料学报， 2022， 39（9）： 4179-4186.

[2] XING Liying， LI Yafeng， CHEN Xiangbao. Status and Role of the Advanced Composite Materials in the Development of Aviation Equipment［J］. Acta Materiae Compositae Sinica， 2022， 39（9）： 4179-4186.

[3] 赵云峰， 潘玲英. 航天先进结构复合材料及制造技术研究进展［J］. 宇航材料工艺， 2021， 51（4）： 29-36.

[4] ZHAO Yunfeng， PAN Lingying. Research Progress of Aerospace Advanced Polymer Matrix Composites and Manufacturing Technology［J］. Aerospace Materials and Technology， 2021， 51（4）： 29-36.

[5] WANG Xiulei， GAO Xiaodong， ZHANG Zhenghe， et al. Advances in Modifications and High-temperature Applications of Silicon Carbide Ceramic Matrix Composites in Aerospace： a Focused Review［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（9）： 4671-4688.

[6] GAO Ying， LI Zhibin， WEI Xingyu， et al. Advanced Lightweight Composite Shells： Manufacturing， Mechanical Characterizations and Applications［J］. Thin-Walled Structures， 2024， 204： 112286.

[7] 寇天翔. 航空航天领域先进复合材料的应用探讨［J］. 中国高新科技， 2021（21）： 112.

[8] KOU Tianxiang. Exploration into the Application of Advanced Composites in the Aerospace Field［J］. Chinese High-tech Industry， 2021（21）： 112.

[9] 张立同， 成来飞. 连续纤维增韧陶瓷基复合材料可持续发展战略探讨［J］. 复合材料学报， 2007， 24（2）： 1-6.

[10] ZHANG Litong， CHENG Laifei. Discussion on Strategies of Sustainable Development of Continuous Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites［J］. Acta Materiae Compositae Sinica， 2007， 24（2）： 1-6.

[11] 马宇， 张大海， 吴军， 等. 飞行器陶瓷基复合材料轻量化结构设计研究进展［J］. 航空材料学报， 2024， 44（4）： 1-15.

[12] MA Yu， ZHANG Dahai， WU Jun， et al. Research Progress on Aircraft Lightweight Design of Ceramic Matrix Composites［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2024， 44（4）： 1-15.

[13] 徐彬， 杨会永， 罗瑞盈， 等. 连续纤维增强SiC基复合材料界面相力学及抗氧化改性研究进展［J］. 航空动力学报， 2023， 38（4）： 921-930.

[14] XU Bin， YANG Huiyong， LUO Ruiying， et al. Research Progress in the Mechanical Properties and Oxidation Resistance Modification Effect of Interphase of SiC Matrix Composites Reinforced with Continuous Fibers［J］. Journal of Aerospace Power， 2023， 38（4）： 921-930.

[15] 焦健. “陶瓷基复合材料及应用技术”专题序言［J］. 航空材料学报， 2024， 44（4）： F0002.

[16] JIAO Jian. Preface to the Special Topic of “ceramic Matrix Composites and Application Technology” Collect［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2024， 44（4）： F0002.

[17] 张俊敏， 蔡飞燕， 靳喜海， 等. 连续纤维增强陶瓷基复合材料研究与应用进展［J］. 陶瓷学报， 2023， 44（2）： 195-207.

[18] ZHANG Junmin， CAI Feiyan， JIN Xihai， et al. Progress in Research and Application of Continuous Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites［J］. Journal of Ceramics， 2023， 44（2）： 195-207.

[19] 张鹏， 朱强， 秦鹤勇， 等. 航空发动机用耐高温材料的研究进展［J］. 材料导报， 2014， 11： 27-31.

[20] ZHANG Peng， ZHU Qiang， QIN Heyong， et al. Research Progress of High Temperature Materials for Aero-Engines［J］. Materials Reports， 2014， 11： 27-31.

[21] 刘小冲， 徐友良， 李坚， 等. 陶瓷基复合材料涡轮叶盘设计、制备与考核验证［J］. 复合材料学报， 2023， 40（3）： 1696-1706.

[22] LIU Xiaochong， XU Youliang， LI Jian， et al. Design， Fabrication and Testing of Ceramic-Matrix Composite Turbine Blisk［J］. Acta Materiae Compositae Sinica， 2023， 40（3）：1696-1706.

[23] ZHANG Yifan， YOU Maowang， GUO Qiwei， et al. A Review of the Formability of Woven Fabrics for Composite Materials［J］. Polymer Composites， 2024， 45（16）： 14498-14520.

[24] 梁艳媛， 刘青铜， 邱海鹏， 等. 氧化铝料浆预浸料结合PIP工艺制备SiC/Al₂O₃-SiC陶瓷基复合材料及性能研究［J］. 现代技术陶瓷， 2023， 44（5）： 423-430.

[25] LIANG Yanyuan， LIU Qingtong， QIU Haipeng， et al. Preparation and Properties of SiC/Al₂O₃-SiC Ceramic Matrix Composite by Alumina Slurry Prepreg Combined with PIP Process［J］. Advanced Ceramics， 2023， 44（5）： 423-430.

[26] 葛敬冉， 刘增飞， 乔健伟， 等. 航空复杂结构纤维预制体成型工艺与复合材料性能仿真研究进展［J］. 航空制造技术， 2022， 65（16）： 14-30.

[27] GE Jingran， LIU Zengfei， QIAO Jianwei， et al. Research Progress on Molding Processes of Fiber Preforms and Performances Simulation of Composites for Aeronautical Complex Structures［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2022， 65（16）： 14-30.

[28] RUBEIS D T， CICCOZZI A， GIUSTI L， et al. On the Use of 3D Printing to Enhance the Thermal Performance of Building Envelope-A Review［J］. Journal of Building Engineering， 2024， 95： 110284.

[29] 李涤尘， 贺健康， 田小永， 等. 增材制造： 实现宏微结构一体化制造［J］. 机械工程学报， 2013， 49（6）： 129-135.

[30] LI Dichen， HE Jiankang， TIAN Xiaoyong， et al.Additive Manufacturing： Integrated Fabrication of Macro/Microstructures［J］. Journal of Mechanical Engineering， 2013， 49（6）： 129-135.

[31] ATKINS C， CHAHID Y， LISTER G， et al.Additive Manufacturing in Ceramics： Targeting Lightweight Mirror Applications in the Visible， Ultraviolet and X-ray［C］∥Advances in Optical and Mechanical Technologies for Telescopes and Instrumentation VI. SPIE， 2024： 123.

[32] EBRAHIMNEZHAD-KHALJIRI H， GHADI A. Recent Progress in Carbide-based Composite Materials Fabricated by Laser Additive Manufacturing Processes［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2024， 107（6）： 3615-3636.

[33] GUPTA S， TRIEFF D， SHORT M， et al. A Review of Additive Manufacturing Processes for Fabricating Ceramics and Composites［J］. Advanced Materials & Processes， 2023， 181（3）： 23-27.

[34] MELENTIEV R， MELENTIEVA M， YU N. Top 10 Directions in Lithography 3D Printing［J］. Bioprinting， 2024， 40： e00343.

[35] CHEN Zhangwei， LI Ziyong， LIJunjie， et al. 3D Printing of Ceramics： a Review［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2019， 39（4）： 661-687.

[36] JIN Laizhen， ZHANG Kun， XU Tengteng， et al. The Fabrication and Mechanical Properties of SiC/SiC Composites Prepared by SLS Combined with PIP［J］. Ceramics International， 2018， 44（17）： 20992-20999.

[37] 何俊宏， 吴甲民， 陈安南， 等. 增材制造专用陶瓷材料及其成形技术［J］. 中国材料进展， 2020， 39（5）： 337-348.

[38] HE Junhong， WU Jiamin， CHEN Annan， et al. Ceramic Materials for Additive Manufacturing and Their Forming Technologies［J］. Materials China， 2020， 39（5）： 337-348.

[39] IIJIMA M. Surface Modification Techniques Toward Controlling the Dispersion Stability and Particle-assembled Structures of Slurries［J］. Journal of the Ceramic Society of Japan， 2017， 125（8）： 603-607.

[40] 刘英莉， 朱文超， 邹志云， 等. 超细粉体团聚性表征技术研究［J］. 中国粉体技术， 2020， 26（6）： 45-50.

[41] LIU Yingli， ZHU Wenchao， ZOU Zhiyun， et al. Research on Agglomeration Characterization Technology of Ultrafine Powder［J］. China Powder Science and Technology， 2020， 26（6）： 45-50.

[42] ZHANG Kun， ZENG Tao， XU Guodong， et al. Mechanical Properties of SiCp/SiC Composite Lattice Core Sandwich Panels Fabricated by 3D Printing Combined with Precursor Impregnation and Pyrolysis［J］. Composite Structures， 2020， 240： 112060.

[43] 曹继伟， 王沛， 刘志远， 等. 基于粉末成形的激光增材制造陶瓷技术研究进展［J］. 无机材料学报， 2022， 37（3）： 241-254.

[44] CAO Jiwei， WANG Pei， LIU Zhiyuan， et al.Research Progress on Powder-based Laser Additive Manufacturing Technology of Ceramics［J］. Journal of Inorganic Materials， 2022， 37（3）： 241-254.

[45] 吴甲民， 何俊宏， 吴亚茹， 等. 激光功率对激光选区烧结制备多孔Si₃N₄陶瓷性能的影响［J］. 华中科技大学学报（自然科学版）， 2022， 50（12）： 22-27.

[46] WU Jiamin， HE Junhong， WU Yaru， et al.Effects of Laser Power on Properties of Porous Si₃N₄ Ceramics Prepared by Selective Laser Sintering［J］. Journal of Huazhong University of Science and Technology （Natural Science Edition）， 2022， 50（12）： 22-27.

[47] 龚小弟， 王智， 于宁， 等. 用于选择性激光烧结的聚合物粉末材料研究进展［J］. 功能材料， 2019， 50（10）： 10027-10039.

[48] GONG Xiaodi， WANG Zhi， YU Ning， et al. Research Progress of Polymer Powder Materials for SLS Forming Technology［J］. Journal of Functional Materials， 2019， 50（10）： 10027-10039.

[49] 陈向明， 姚辽军， 果立成， 等. 3D打印连续纤维增强复合材料研究现状综述［J］. 航空学报， 2021， 42（10）： 167-191.

[50] CHEN Xiangming， YAO Liaojun， GUO Licheng， et al. 3D Printed Continuous Fiber-reinforced Composites： State of the Art and Perspectives［J］. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica， 2021， 42（10）： 167-191.

[51] WU Weijian， ZOU Yang LI Chenhui， et al. Effect of Impregnated Phenolic Resin on the Properties of Si-SiC Ceramic Matrix Composites Fabricated by SLS-RMI［J］. Ceramics International， 2023， 49（2）： 1624-1635.

[52] SONG Suocheng， GAO Zongqiang， LU Bingheng， et al. Performance Optimization of Complicated Structural SiC/Si Composite Ceramics Prepared by Selective Laser Sintering［J］. Ceramics International， 2020， 46（1）： 568-575.

[53] GONG Liang， WU Haihua， ZHANG Hualong， et al. Preparation of Graphite/Silicon Carbide Based on SLS/LSI and Study of Properties［J］. Materials Science and Engineering： B， 2024， 309： 117666.

[54] XUE Rong， SU Peng， WANG Jiping， et al. High Strength and Self-lubrication Graphite/SiC Composites［J］. Ceramics International， 2024， 50（20）： 39398-39405.

[55] LIU Tianlong， CHEN Zhaofeng， YANG Lixia， et al. Additive Manufacturing of High-performance CCF/SiC Composites under Dual Protection［J］. Ceramics International， 2024， 50（7）： 11158-11166.

[56] ZHANG Yunlong， HU Ming， QIN Xiangge， et al. The Influence of Additive Content on Microstructure and Mechanical Properties on the Csf/SiC Composites after Annealed Treatment［J］. Applied Surface Science， 2013， 279： 71-75.

[57] GRIFFITH M L， HALLORAN J W. Freeform Fabrication of Ceramics via Stereolithography［J］. Journal of the American Ceramic Society， 1996， 79（10）： 2601-2608.

[58] ZAKERI S， VIPPOLA M， LEVÄNEN E. A Comprehensive Review of the Photopolymerization of Ceramic Resins Used in Stereolithography［J］. Additive Manufacturing， 2020， 35： 101177.

[59] 范华良， 曹向群. 光敏树脂固化机理研究［J］. 光子学报， 1994， 23（2）： 168-173.

[60] FAN Hualiang， CAO Xiangqun. The Explore on the Mechanism of the Photopolymer photo-solidifying［J］. Acta Photonica Sinica， 1994， 23（2）： 168-173.

[61] CHEKKARAMKODI D， JACOB L， SHEBEEB C M， et al. Review of Vat Photopolymerization 3D Printing of Photonic Devices［J］. Additive Manufacturing， 2024， 86： 104189.

[62] GAO Weizi， GUO Yunlong， CUI Jingjing， et al. Dual-curing Polymer Systems for Photo-curing 3D Printing［J］. Additive Manufacturing， 2024， 85： 104142.

[63] TREMBECKA-WÓJCIGA K， ORTYL J. Enhancing 3D Printed Ceramic Components： the Function of Dispersants， Adhesion Promoters， and Surface-active Agents in Photopolymerization-based Additive Manufacturing［J］. Advances in Colloid and Interface Science， 2024， 332： 103251.

[64] ZHANG Keqiang， MENG Qiaoyu， QU Zhaoliang， et al. A Review of Defects in Vat Photopolymerization Additive-manufactured Ceramics： Characterization， Control， and Challenges［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2024， 44（3）： 1361-1384.

[65] CHENG Xianhe， HAN Qigang， YUE Boying， et al. Self-assembled Nano-polymers Modified Water-based Sizing Agent for Enhancing the Dual Interfacial Properties of Carbon Fibre/Epoxy Resin Composites［J］. Composites Part B： Engineering， 2023， 262： 110828.

[66] 杨红霞， 刘卫东. 分散剂在陶瓷浆料制备中的应用［J］. 中国陶瓷工业， 2005， 12（2）： 27-30.

[67] YANG Hongxia， LIU Weidong. Application of Dispersants in the Preparation of Slurry［J］. China Ceramic Industry， 2005， 12（2）： 27-30.

[68] ZHOU Shixiang， LIU Guizhou， WANG Changshun， et al. Thermal Debinding for Stereolithography Additive Manufacturing of Advanced Ceramic Parts： a Comprehensive Review［J］. Materials & Design， 2024， 238： 112632.

[69] XING Hongyu， ZOU Bin， WANG Xinfeng， et al. Fabrication and Characterization of SiC Whiskers Toughened Al₂O₃ Paste for Stereolithography 3D Printing Applications［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2020， 828： 154347.

[70] HE Hongtian， MA Chao， SONG Bo， et al. A Novel Sintering Method of Al₂O₃/SiCw Ceramic Composites with Improved Wear Resistance： Oscillatory Pressure‐Assisted Sinter Forging［J］. Ceramics International， 2023， 49（21）： 34223-34231.

[71] WU Haidong， LIU Wei， GE Shuai， et al. Vat Photopolymerization of Silicon Carbide Strengthened Alumina Ceramic Composites with Honeycomb Structure for Heat Insulation and Oil/Water Separation［J］. Ceramics International， 2024， 50（17）： 31504-31518.

[72] YU Xuehua， WANG Zhiguo， FU Wei， et al. Compression Performances and Damage Mechanisms of Al₂O₃ Ceramic Lattices Fabricated by Additive Manufacturing： Imitating Metal Crystal Structures［J］. Ceramics International， 2023， 49（1）： 1419-1435.

[73] FU Qianlong， SUI Shiquan， MA Yuting， et al. Silicon Carbide Whiskers Reinforced Silicon Carbide Ceramics Prepared by Vat Photopolymerization and Liquid Silicon Infiltration［J］. Ceramics International， 2024， 50（10）： 17747-17755.

[74] GAO Zhiwei， Xinyuan LYU， YE Fang， et al. Improving Mechanical Properties of SiCw/SiC Composite by Phase Content Optimization via Reactive Melt Infiltration［J］. Ceramics International， 2022， 48（22）： 33712-33721.

[75] 王玉， 胡永宝， 柳琪， 等. 晶须增韧等离子喷涂陶瓷涂层的可控制备与热力学性能研究［J］. 稀有金属材料与工程， 2022， 51（5）： 1741-1751.

[76] WANG Yu， HU Yongbao， LIU Qi， et al. Study on the Controlled Preparation and Thermal-mechanical Properties of Plasma Sprayed Ceramic Coatings with Whiskers Toughness［J］. Rare Metal Materials and Engineering， 2022， 51（5）： 1741-1751.

[77] YIN Yuhao， WANG Jiang， HUANG Qiqi， et al. Influence of Debinding Parameter and Nano-ZrO₂ Particles on the Silica-based Ceramic Cores Fabricated by Stereolithography-based Additive Manufacturing［J］. Ceramics International， 2023， 49（12）： 20878-20889.

[78] GU Quanchao， WANG Honglei， GAO Wenjie， et al. Preparation of Large-size Alumina Ceramic Parts by DLP 3D Printing Using High-solid-loading Paste and Optimizing the Debinding Process［J］. Ceramics International， 2023， 49（17）： 28801-28812.

[79] JIN Baojie， LI Shan， ZHENG Xinqi， et al. Additive Manufacturing C_f/SiC Composites with High Fiber Content by Stereolithography Combined with Precursor Infiltration and Pyrolysis［J］. Ceramics International， 2024， 50（2）： 3982-3989.

[80] DONG Wencai， BAO Chonggao， SUN Kun， et al. The Fabrication of Fiber-reinforced Polyamine-coated Silica Paste and the Mechanical Properties of SiO₂f /SiO₂ Composites via Stereolithography Combined with Silica Sol Impregnation［J］. Additive Manufacturing， 2022， 53： 102714.

[81] YIN Shuang， GUO Lin， PAN Limei， et al. Porous Fused Silica Ceramics Prepared by Gelcasting Using Multigrade Fused Silica Powders［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2020， 819： 152982.

[82] ZHU Nannan， HOU Yongzhao， ZHANG Lijuan， et al. Preparation of H-BN/SiCO Ceramic Matrix Composites with High Thermal Conductivity and Strength by Vat Photopolymerization 3D Printing［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2024， 44（10）： 5885-5895.

[83] SAADI M A S R， MAGUIRE A， POTTACKAL N T， et al. Direct Ink Writing： a 3D Printing Technology for Diverse Materials［J］. Advanced Materials， 2022， 34（28）： 2108855.

[84] RAU D A， FORGIARINI M， WILLIAMS C B. Hybridizing Direct Ink Write and Mask-projection Vat Photopolymerization to Enable Additive Manufacturing of High Viscosity Photopolymer Resins［J］. Additive Manufacturing， 2021， 42： 101996.

[85] 吕宁， 赵欣， 郑健， 等. 陶瓷浆料DIW精密挤出装置关键参数的优化研究［J］. 陶瓷学报， 2019， 40（4）： 517-523.

[86] NingLYU， ZHAO Xin， ZHENG Jian， et al. Key Parameters Optimization of Ceramic Slurry DIW Precision Extrusion Device［J］. Journal of Ceramics， 2019， 40（4）： 517-523.

[87] GUO Zipeng， ZHOU Chi. Recent Advances in Ink-based Additive Manufacturing for Porous Structures［J］. Additive Manufacturing， 2021， 48： 102405.

[88] AAMIR S， ISMAIL L. Direct Ink Writing （DIW） of Structural and Functional Ceramics： Recent Achievements and Future Challenges［J］. Composites Part B： Engineering， 2021， 225： 109249.

[89] BONILLA-CRUZ J， ÁVILA-LÓPEZ A M， RODRÍGUEZ L E F， et al.3D Printable Ceramic Pastes Design： Correlating Rheology & Printability［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2022， 42（13）： 6033-6039.

[90] 刘文进， 周国相， 林坤鹏， 等. 基于浆料形态的陶瓷3D打印技术的浆料体系研究进展［J］. 硅酸盐通报， 2021， 40（6）： 1918-1926.

[91] LIU Wenjin， ZHOU Guoxiang， LIN Kunpeng， et al. Research Progress on Slurry System of Ceramic 3D Printing Technology Based on Slurry Morphology［J］. Bulletin of the Chinese Ceramic Society， 2021， 40（6）： 1918-1926.

[92] GÖKSEL B， KOOS E， VLEUGELS J， et al.Optimizing Dispersants for Direct Ink Writing of Alumina Toughened Zirconia （ATZ） Ceramics： Insights into Suspension Behavior and Rheological Properties［J］. Ceramics International， 2024， 50（19）： 37010-37022.

[93] 王霏， 林可欣， 张喆， 等. 墨水直写打印树脂固化行为与力学性能对比［J］. 工程塑料应用， 2023， 51（1）： 40-45.

[94] WANG Fei， LIN Kexin， ZHANG Zhe， et al. Comparison of Curing Behavior and Mechanical Properties of Direct Ink Writing Resins［J］. Engineering Plastics Application， 2023， 51（1）： 40-45.

[95] ZHANG Ling， HUANG Jingyin， XIAO Zhuohao， et al. Effects of Debinding Condition on Microstructure and Densification of Alumina Ceramics Shaped with Photopolymerization-based Additive Manufacturing Technology［J］. Ceramics International， 2022， 48（10）： 14026-14038.

[96] ENNETI R K， PARK S J， GERMAN R M， et al. Review： Thermal Debinding Process in Particulate Materials Processing［J］. Materials and Manufacturing Processes， 2012， 27（2）： 103-118.

[97] GANTENBEIN S， MASANIA K， WOIGK W， et al. Three-dimensional Printing of Hierarchical Liquid-crystal-polymer Structures［J］. Nature， 2018， 561（7722）： 226-230.

[98] FRANCHIN G， MADEN H S， WAHL L， et al. Optimization and Characterization of Preceramic Inks for Direct Ink Writing of Ceramic Matrix Composite Structures［J］. Materials， 2018， 11（4）： 515.

[99] 陈晓旖， 李刘颂， 郭欢， 等. 墨水直写技术制造纤维强韧陶瓷基复合材料的研究进展与挑战［J］. 复合材料学报， 2025， 42（2）： 579-597.

[100] CHEN Xiaoyi， LI Liusong， GUO Huan， et al. Research Progress and Challenges in Manufacturing Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites Using Direct Ink Writing Technology［J］. Acta Materiae Compositae Sinica， 2025， 42（2）： 579-597.

[101] ZHANG Yixin， CHENG Yehong， FANG Jinming， et al. Using Pyrolytic Carbon-coated Short Carbon Fiber to Fabricate Csf/ZrB₂–SiC Composites by Direct Ink Writing and Precursor Infiltration Pyrolysis［J］. Ceramics International， 2024， 50（21）： 43604-43616.

[102] 张金， 刘荣军， 王衍飞， 等. 连续纤维增强陶瓷基复合材料新型界面相研究进展［J］. 硅酸盐学报， 2021， 49（9）： 1869-1877.

[103] ZHANG Jin， LIU Rongjun， WANG Yanfei， et al. Progress in Research on New Interphases of Continuous Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites［J］. Journal of the Chinese Ceramic Society， 2021， 49（9）： 1869-1877.

[104] NASIRI Z， MASHHADI M， ABODOLLAHI A. Effect of Short Carbon Fiber Addition on Pressureless Densification and Mechanical Properties of ZrB₂–SiC–Csf Nanocomposite［J］. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials， 2015， 51： 216-223.

[105] WANG Wenqing， BAI Xuejian， ZHANG Lu， et al. Additive Manufacturing of Csf/SiC Composites with High Fiber Content by Direct Ink Writing and Liquid Silicon Infiltration［J］. Ceramics International， 2022， 48（3）： 3895-3903.

[106] NARCISO R M， MANUEL F R P A， CLAUDINEI S， et al.Direct Ink Writing of ATZ Composites Based on Inks Prepared by Colloidal or Hydrogel Route： Linking Inks Rheology with Mechanical Properties［J］. Colloids and Surfaces A： Physicochemical and Engineering Aspects， 2023， 668： 131426.

[107] SANTOS D I V， FEREY A， CHEVALIER E， et al. Mechanical Evaluation of DIW-printed Carbon Nanofibers - Alumina-toughened Zirconia Composites［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2024， 44（15）： 116745.

[108] COPPOLA B， LACONDEMINE T， TARDIVAT C， et al. Designing Alumina-zirconia Composites by DLP-based Stereolithography： Microstructural Tailoring and Mechanical Performances［J］. Ceramics International， 2021， 47（10）： 13457-13468.

[109] 李赛， 随雨浓， 苗恺， 等. 基于直写成型的连续碳纤维增韧碳化硅复合材料制备与性能研究［J］. 航空制造技术， 2021， 64（15）： 36-41.

[110] LI Sai， SUI Yunong， MIAO Kai， et al.. Research on Preparation and Properties of Direct Ink Writing of Continuous Carbon Fiber Reinforced Silicon Carbide Ceramic Matrix Composites［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2021， 64（15）： 36-41.

[111] HUANG Lingfeng， CHEN Ruoyu， LI Saisai， et al. Microstructure and Mechanical Properties of Continuous Carbon Fiber-reinforced SiC Ceramic Composite Fabricated by Direct Ink Writing［J］. Ceramics International， 2024， 50（14）： 25679-25688.

[112] WANG Jiaxuan， LI Jingwen， CHEN Haibin， et al. Grinding Induced Fracture and Oxidation Mechanism for 2.5D C_f/SiC Composite Materials［J］. Ceramics International， 2025， 51（13）： 17148-17161.

[113] ZHANG Lu， WANG Wenqing， GAO Xiong， et al. Additive Manufacturing of Continuous Carbon Fiber Reinforced High Entropy Ceramic Matrix Composites via Paper Laminating， Direct Slurry Writing， and Precursor Infiltration and Pyrolysis［J］. Ceramics International， 2023， 49（5）： 7833-7841.

[114] HU Yang， NI Dewei， CHEN Bowen， et al. C_f@BN/（CrZrHfNbTa）C-SiC High-entropy Ceramic Matrix Composites with Outstanding Electromagnetic Interference Shielding and High-temperature Resistance［J］. Ceramics International， 2024， 50（20）： 38582-38591.

[115] LI Sai， ZHANG Haitian， HAN Yu， et al. Thermally Assisted Extrusion-based 3D Printing of Continuous Carbon Fiber-reinforced SiC Composites［J］. Composites Part A： Applied Science and Manufacturing， 2023， 172： 107593.

[116] LI Sai， ZHANG Haitian， LU Zhongliang， et al. Fabrication of Bamboo-inspired Continuous Carbon Fiber-reinforced SiC Composites via Dual-material Thermally Assisted Extrusion-based 3D Printing［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2025， 208： 92-103.

[117] LIU Kai， ZHANG Yao， LI Tianyang， et al. Biomimetic Crossed-lamellar Architecture： Elevating Mechanical Performance of Continuous SiC_f/SiC Composites via Robot-assisted 3D Printing［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2026， 46（3）： 117882.

[118] ASHLEY S. LOM Machine Build Composites［J］. Mechanical Engineering， 1998， 120（5）： 28.

[119] DERMEIK B， TRAVITZKY N. Laminated Object Manufacturing of Ceramic-based Materials［J］. Advanced Engineering Materials， 2020， 22（9）： 2000256.

[120] KLOSTERMAN D， CHARTOFF R， GRAVES G， et al. Interfacial Characteristics of Composites Fabricated by Laminated Object Manufacturing［J］. Composites Part A： Applied Science and Manufacturing， 1998， 29（9/10）： 1165-1174.

[121] KLOSTERMAN A D， CHARTOFF R P， OSBORNE R N， et al. Development of a Curved Layer Lom Process for Monolithic Ceramics and Ceramic Matrix Composites［J］. Rapid Prototyping Journal， 1999， 5（2）： 61-71.

[122] WINDSHEIMER H， TRAVITZKY N， HOFENAUER A， et al. Laminated Object Manufacturing of Preceramic-paper-derived Si/SiC Composites［J］. Advanced Materials， 2007， 19（24）： 4515-4519.

[123] KRINITCYN M， FU Z W， HARRIS J， et al. Laminated Object Manufacturing of In-situ Synthesized Max-Phase Composites［J］. Ceramics International， 2017， 43（12）： 9241-9245.

[124] 崔唐茵， 刘镇， 魏春城. 流延成型技术制备陶瓷薄片的研究现状［J］. 中国陶瓷工业， 2022， 29（5）： 39-44.

[125] CUI Tangyin， LIU Zhen， WEI Chuncheng， et al. Research Status of Preparation of Ceramic Sheets by Tape Casting Technology［J］. China Ceramic Industry， 2022， 29（5）： 39-44.

[126] SUN Mengyong， BAI Yuhang， LI Mingxing， et al. In-situ Fabrication of Laminated SiC/TiSi₂ and SiC/Ti₃SiC₂ Ceramics by Liquid Silicon Infiltration［J］. Ceramics International， 2018， 44（10）： 11410-11416.

[127] ZHANG Nanlong， HOU Baoqiang， ZHI Qiang， et al. Performance Enhancement in RMI-fabricated SiC-Ti₃SiC₂ Composites via Microstructure Optimization［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2024， 44（5）： 2903-2915.

[128] SACHS E M， CIMA M J， WILLIANMS P， et al. Three Dimensional Printing： Rapid Tooling and Prototypes Directly from a CAD Model［J］. Journal of Engineering for Industry， 1992， 114（4）： 481-488.

[129] 魏青松， 衡玉花， 毛贻桅， 等. 金属粘结剂喷射增材制造技术发展与展望［J］. 包装工程， 2021， 42（18）： 103-119.

[130] WEI Qingsong， HENG Yuhua， MAO Yiwei， et al. Development and Prospect of Metal Binder Jetting Additive Manufacturing Technology［J］. Packaging Engineering， 2021， 42（18）： 103-119.

[131] HA S J， LEE Y K， JEONG K C， et al. Binder Jetting and Melt Infiltration for Ceramic-metal Fuel Fabrication［J］. Ceramics International， 2024， 50（22）： 48583-48591.

[132] LORES A， AZURMEND N， AGOTE I， et al.A Review on Recent Developments in Binder Jetting Metal Additive Manufacturing： Materials and Process Characteristics［J］. Powder Metallurgy， 2019， 62（5）： 267-296.

[133] PASHA M M， ARMAN S M， KHAN F， et al. Effects of Layer Thickness and Compaction Thickness on Green Part Density in Binder Jetting Additive Manufacturing of Silicon Carbide： Designed Experiments［J］. Journal of Manufacturing and Materials Processing， 2024， 8（4）： 148.

[134] ZHAO Y F， CUI Y J， HASEBE Y， et al. Controlling Factors Determining Flowability of Powders for Additive Manufacturing： a Combined Experimental and Simulation Study［J］. Powder Technology， 2021， 393： 482-493.

[135] MOGHADASI M， Du W C， Li M， et al. Ceramic Binder Jetting Additive Manufacturing： Effects of Particle Size on Feedstock Powder and Final Part Properties［J］. Ceramics International， 2020， 46（10）： 16966-16972.

[136] GILMER D， HAN L， HONG E， et al.An In-situ Crosslinking Binder for Binder Jet Additive Manufacturing［J］. Additive Manufacturing， 2020， 35： 101341.

[137] FENG Kunhao， HU Shidong， LI Liaoyi， et al. Preparation of Low Residual Silicon Content Si-SiC Ceramics by Binder Jetting Additive Manufacturing and Liquid Silicon Infiltration［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2023， 43（13）： 5446-5457.

[138] 胡时东， 冯琨皓， 王启航， 等. 黏结剂喷射增材制造结合液硅反应熔渗制备SiCw/SiC陶瓷的微观组织和力学性能［J］. 硅酸盐学报， 2023， 51（12）： 3159-3168.

[139] HU Shidong， FENG Kunhao， WANG Qihang， et al. Microstructure and Mechanical Properties of SiCw/SiC Ceramics Prepared by Binder Jetting Additive Manufacturing Combined with Liquid Silicon Infiltration［J］. Journal of the Chinese Ceramic Society， 2023， 51（12）： 3159-3168.

[140] Xinyuan LYU， YE Fang， CHENG Laifei， et al. Fabrication of SiC Whisker-reinforced SiC Ceramic Matrix Composites Based on 3D Printing and Chemical Vapor Infiltration Technology［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2019， 39（11）： 3380-3386.

[141] POLOZOV I， RAZUMOV N， MASAYLO D， et al. Fabrication of Silicon Carbide Fiber-reinforced Silicon Carbide Matrix Composites Using Binder Jetting Additive Manufacturing from Irregularly-shaped and Spherical Powders［J］. Materials， 2020， 13（7）： 1766.

[142] WANG Yufeng， HOU Yongzhao， ZHANG Lijuan， et al. Silicon Carbide Ceramics Formed by Binder Jetting： a Study Focusing on the Printing Layer Thickness and the PIP Densification Process［J］. Ceramics International， 2024， 50（17）： 30894-30905.

[143] SHE Yulong， TANG Jie， WANG Chaoyang， et al. Preparation of High-density Green Body Based on Binder Jetting 3D Printing Using Spheroidized SiC Powder［J］. Ceramics International， 2024， 50（18）： 32412-32419.

[144] RITCHIE O R. The Conflicts between Strength and Toughness［J］. Nature Materials， 2011， 10（11）： 817-822.

[145] ZHANG Haiyang， LONG Jing， LI Bo， et al. Mechanical Properties and Failure Mechanisms of Three-dimensional Stitched C/C-SiC Ceramic Matrix Composites［J］. Ceramics International， 2024， 50（24）： 55487-55497.

[146] MISHRA R A， SINGH V， PATEL M， et al. Effect of Increased Intra-bundle Spacing on Mechanical Behaviour of C_f-ZrB₂-SiC Ultra-high Temperature Ceramic Matrix Composites Produced by Slurry Infiltration and Hot Pressing［J］. Open Ceramics， 2024， 19： 100656.

[147] SHA J J， ZHANG Z F， DI S X， et al. Microstructure and Mechanical Properties of ZrB₂-based Ceramic Composites with Nano-sized SiC Particles Synthesized by In-situ Reaction［J］. Materials Science and Engineering： A， 2017， 693： 145-150.

[148] SHIMODA K， KAKISAWA H.Preparation of Enhanced Erosive Wear Resistance SiC-fiber-reinforced SiC Ceramic Matrix Composites Integrated with a Knit Fabric via High-temperature Crystallization of Amorphous Si-C-O-Al Fibers［J］. Ceramics International， 2025， 51（5）： 6206-6219.

[149] DUAN Xianghan， WEI Chuncheng， GENG Xin， et al. Effects of Adding Si₃N₄ Whiskers to ZrB₂–SiC Ceramics on Microstructure， Mechanical Properties and Oxidation Resistance［J］. Ceramics International， 2024， 50（21）： 43153-43164.

[150] REN Zhaowen， ZHOU Wancheng， QING Yuchang， et al. Simultaneously Improving Mechanical and Microwave Absorption Properties of a Novel SiC_f/SiOC & Mullite Hybrid Ceramic Matrix Composite［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（15）： 7560-7571.

[151] BHATT R T， KISER J D. Creep Behavior and Failure Mechanisms of CVI and PIP SiC/SiC Composites at Temperatures to 1650 ℃ in Air［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（13）： 6196-6206.

[152] HAO Haohui， FAN Xiaomeng， WANG Xinlei， et al. Micro-zone and Macro Mechanical Behavior of SiC_f/Si₃N₄ Composite Modified by Intra-bundle Matrix［J］. Composites Part B： Engineering， 2024， 280： 111487.

[153] CHEN Xiaofei， XinyuanLYU， LIU Haitao， et al. Effect of Matrix Microstructure on Micro- and Macro-mechanical Properties of 2.5D Woven Oxide Fiber Reinforced Oxide Matrix Composites［J］. Composites Communications， 2024， 52： 102159.

[154] LIU Zhaowen， ZHOU Wancheng， QING Yuchang， et al. Improved Mechanical and Microwave Absorption Properties of SiC_f/SiC Composites with SiO₂ Filler［J］. Ceramics International， 2021， 47（10）： 14455-14463.

[155] LINDNER F， PUCHAS G， WICH F， et al. Mechanical and Thermal Properties as a Function of Matrix Composition of All-oxide Ceramic Matrix Composites Fabricated by a Sequential Infiltration Process［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2025， 45（3）： 116978.

[156] XUE Jimei， GAO Yuan， LI Fei， et al. A Novel Oxide Ceramic Matrix Composite with Integrated High-temperature EMW Absorption and Mechanical Performance［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2024， 1004： 175882.

[157] ANDREA Y. CÁRCAMO G， MANUEL A Á，et al. 3D-printable Scaffolds via DIW from Ceramic Pastes of ZnO Nanoparticles without Organic Binders and Their Application as Reusable Photocatalysts for the Degradation of Bisphenol A［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2025， 45（15）： 117578.

[158] ZHAO Yongqin， ZHU Junzhe， HE Wangyan， et al. 3D Printing of Unsupported Multi-scale and Large-span Ceramic via Near-infrared Assisted Direct Ink Writing［J］. Nature Communications， 2023， 14： 2381.

[159] WANG Wenqing， GAO Xiong， ZHANG Lu， et al. Large-scale Material Extrusion-based Additive Manufacturing of Short Carbon Fibre-reinforced Silicon Carbide Ceramic Matrix Composite Preforms［J］. Virtual and Physical Prototyping， 2023， 18： e2245801.

[160] SUN Shihai， CAI Yukui， ZHANG Pin， et al. Scratching Force and Material Removal Mechanism of 2.5D SiO₂f/SiO₂ Composites under Single-abrasive Scratch Test［J］. Journal of Manufacturing Processes， 2025， 153： 16-28.

[161] 田小永， 王明喆， 霍存宝， 等. 基于光固化陶瓷浆料和纤维共挤出的连续纤维增强陶瓷基复合材料3D打印方法： CN202410944994.6［P］. 2024-10-01.

[162] TIAN Xiaoyong， WANG Mingzhe， HUO Cunbao， et al. 3D Printing Method for Continuous Fiber-reinforced Ceramic Matrix Composites Based on Photopolymerizable Ceramic Paste and Fiber Co-extrusion： CN202410944994.6 ［P］. 2024-10-01.

基金资助

中国航天三江集团工艺预研项目(GY-18-2408)