超高溫陶瓷改性碳基/陶瓷基復合材料的 多尺度構筑與性能研究進展

湯素芳，胡成龍，熊艷麗，姚金金,3

（1.中國科學院金屬研究所，沈陽 110016；2.中國運載火箭技術研究院 系統工程業務部，北京100076；3.中國科學技術大學 材料科學與工程學院，合肥 230026）

空間飛行器是指能夠飛行在臨近空間或空間執行特定任務并能長時間駐留的飛行器，是實現快速遠程輸送、精確打擊、遠程實時偵查、持久高空監視、情報搜集和通信中繼等任務最為有效的手段[1]。臨近空間高超聲速飛行器是指在大氣層20～100 km 高度飛行的飛行器。該類飛行器飛行速度超過5 倍音速，需長時間在大氣層內高超聲速機動飛行，飛行器表面將產生嚴重的氣動加熱。為保障飛行器內部結構維持在允許的溫度和壓力范圍內，需要高性能熱防護系統保護飛行器主結構。這種氣動熱環境需要熱防護材料能耐超高溫（1600～2200 ℃），并且同時滿足長時間抗氧化、抗燒蝕及結構強度的要求，從而對材料性能提出了全新的挑戰。

C/C 復合材料具有低密度和熱膨脹系數，高強度和模量，良好的抗熱震性能和高溫強度[2-4]，其使用溫度最高可以達到3000 ℃以上，但其在有氧環境下400 ℃以上便開始發生氧化，限制了其應用。C/SiC復合材料在兼具C/C 復合材料優點的同時，還具有優異的抗氧化性能，可以在1650 ℃的有氧環境下長時使用，但當溫度超過1650 ℃時，因SiC 發生活性氧化將導致材料失效[5-7]。為了提高C/C 和C/SiC 復合材料的超高溫抗氧化、抗燒蝕性能，可以通過對基體進行抗氧化改性或在材料表面施加抗氧化涂層的方法來實現。其中，基體改性是一種以材料本身對氧化反應進行反催化為前提的內部改性技術[8]，可以提高材料的本征抗氧化性能，同時相比于涂層，可靠性更好。

超高溫陶瓷（UHTC）主要包括高熔點的過渡金屬硼化物、碳化物和氮化物。如HfB2、ZrB2、HfC、ZrC、TaC、HfN、Zr2SiAl4C5、Hf2Al3C4等[9-10]。其在高溫下具有較好的抗氧化和抗燒蝕性能，高的熱導率，合適的熱膨脹系數，高硬度和高溫強度[11-16]，在高超聲速飛行器和固體火箭發動機等領域的熱端部件上有很好的應用前景。這些陶瓷一般由共價鍵組成，導致其具有較低的斷裂韌度，較差的抗熱震性能和損傷容限。UHTC 基體改性C/C 和C/SiC 復合材料可以兼具各自的優點，在顯著提高C/C、C/SiC 復合材料的抗氧化和抗燒蝕性能的同時，顯著提高超高溫陶瓷韌性和抗熱震性能。

根據所引入的超高溫陶瓷改性基體分布的不同，改性C/C 和C/SiC 復合材料可以分為：1）宏觀均質結構，即宏觀上超高溫陶瓷均勻地分布在材料厚度方向，這種結構材料表層與內部結構、組成相近，可作為良好的超高溫燒蝕和非燒蝕材料；2）宏觀非均質結構，即超高溫陶瓷只富集在材料某些區域起到抗燒蝕作用，以實現不同的功能需求，常見的有三明治結構、梯度結構等。文中從復合材料的多尺度結構構筑出發，綜述了改性C/C 和改性C/SiC兩種復合材料的研究進展，并對該類材料的發展進行了展望。

1 超高溫陶瓷改性C/C、C/SiC 復合材料制備技術

目前，UHTC 改性的C/C 和C/SiC 復合材料制備方法主要包括化學氣相滲/沉積（CVI/D）[17-19]、前驅體浸漬裂解（PIP）[20-24]、反應熔滲法（RMI）[25-30]、漿料浸漬法（SI）[31-32]、原位反應法[33-34]、熱壓燒結法（HP）[35-36]、粉末預浸法（PPI）[37-39]和溶膠凝膠法[40-41]等，每種方法都有各自的優缺點。

CVI/D 法制備的復合材料基體純度高，組織和組成可控，具有優異的力學和抗燒蝕性能，但其沉積速率慢、周期長、成本高，并且對于UHTC 中的Zr、Hf、Ta 等大分子浸漬深度有限，所以目前主要用該方法制備 UHTC 涂層。PIP 法可以同時引入多種UHTC 基體，浸漬深度大、工藝簡單，制備溫度較低（≤1500 ℃），可以滿足復雜形狀部件制備需求，但在裂解過程中不可避免地在基體內產生大量裂紋和孔洞，多次重復浸漬-固化-裂解過程也將對纖維造成一定的損傷。RMI 法可以同時引入多種較低熔點的金屬或化合物與基體中的C 或B 反應，生成相應的UHTC 基體。該方法成本低、周期短、致密速度快，同樣適合復雜形狀部件的制備，但在制備過程中熔體將可能與C 纖維發生反應造成損傷，從而嚴重影響力學性能，殘余未反應的低熔點金屬也會影響材料的高溫性能。SI 法可以根據材料設計需求快速引入不同組成和含量的UHTC，且成本低、操作簡單，但引入的UHTC 顆粒易于發生團聚，并主要分布在材料的表層，不利于后期的致密化。原位反應法與RMI 法類似，成本低，周期短，制備過程同樣有可能與C 纖維發生反應造成材料性能降低。與RMI 法相比，由于不涉及熔融金屬的浸漬過程，其反應溫度更低一些。HP 法僅需一次冷/熱成形即可制備出含有多種UHTC 基體的復合材料，但熱壓過程對C 纖維造成的物理損傷會降低材料的力學性能，同時HP 法不適合制備較復雜的形狀部件。PPI 法由于是將UHTC顆粒提前分散在C 纖維預制體網胎內，其組成、含量和分布的可控性非常好，但較重的UHTC 顆粒會導致無緯布中的長C 纖維在針織過程中受損，而且與SI 類似，UHTC 的團聚也會影響后期的致密化。溶膠凝膠法主要用于精細陶瓷的制備，其在微觀結構和組成的調控上具有顯著的優勢。將該方法與RMI 法結合使用，可以優先在基體內得到結構和組成可控的多孔結構。該多孔結構有利于隨后的原位反應，進而有利于提高材料的抗燒蝕性能，最終得到性能優異的復合材料。

在對上述工藝所制備的復合材料性能以及不同工藝的優缺點深入理解的基礎上，針對不同部件實際應用環境對材料提出的具體性能要求出發，通過對材料結構的合理構筑以獲得獨特的綜合性能，采用上述的一種或多種工藝復合以制備出符合性能要求的部件，是未來努力的重要方向。另外，隨著飛行器飛行速度的增加，部件所承受的外部環境更加復雜，對材料的性能要求也更加苛刻，設計開發新的工藝以及與現有工藝的有機結合以制備出更高綜合性能要求的復合材料，也是未來努力的新方向。

2 均質結構超高溫陶瓷改性C/C、C/SiC 復合材料

UHTC 改性C/C 和C/SiC 復合材料以其優異的抗氧化、抗燒蝕性能，高斷裂韌性、損傷容限，低密度，優異的抗熱沖擊能力，較低的熱膨脹系數等諸多優點被視為未來空間飛行器主要的候選材料。當前，大部分研究工作都集中在均質結構UHTC 改 性C/C 和C/SiC 復合材料，其中采用CVI 結合PIP工藝可以獲得較好力學、抗氧化和抗燒蝕性能的復合材料。其設計思路是基于CVI 優先沉積小孔，PIP則更容易滲透大孔的工藝特點，首先通過CVI 工藝在碳纖維表面沉積高織構熱解碳基體，以獲得較好的界面結合；然后采用 CVI 工藝沉積結晶度高的SiC 基體，以保護碳纖維和熱解碳界面；最后在殘留的大孔內引入ZrC(B2)-SiC 的復相陶瓷，其微觀結構如圖1 所示。此外，針對不同應用環境，也可通過調整 UHTC 組成設計和含量以達到符合要求的材料性能。

圖1 碳纖維增強超高溫陶瓷基復合材料的微結構設計

其中，Z r C 在 U H T C 中具有較低的密度（6.73 g/cm3），而且價格低廉，采用PIP 工藝需要的前驅體制備也相對較為成熟，加之良好的抗氧化、抗燒蝕性能，高強度和高硬度使其成為較理想的基體改性添加劑。Li 等[42]采用TCVI 方法首先制備出了多孔C/C，然后以聚碳鋯烷為前驅體，采用PIP 方法制備出了C/C-ZrC 復合材料，如圖2 所示。ZrC 均勻分布在纖維束內，有利于提高材料的整體抗燒蝕性能。其彎曲強度為110.7 MPa，呈現出假塑性斷裂行為。對該復合材料進行了不同熱流密度（2380、4180 kW/m2）的氧乙炔燒蝕，結果表明，當熱流密度為2380 kW/m2時，燒蝕120 s 后，復合材料具有優異的抗燒蝕性能，其線燒蝕率和質量燒蝕率分別為-1.23×10-3mm/s 和-1.64×10-3g/s。這主要是由于ZrC 氧化形成的類似珊瑚狀的ZrO2可以部分隔離熱流和阻止氧氣向材料內 部擴散。當熱流密度增加到4180 kW/m2時，材料抗燒蝕性能顯著下降，線燒蝕率達到6.59×10-3mm/s。這主要是由于生成的ZrO2與復合材料之間較弱的結合，使其在強烈熱流作用下剝落而導致的。

圖2 C/C-ZrC 復合材料背散射電子形貌

HfC 是超高溫陶瓷中熔點最高的（3890 ℃），具有良好的抗燒蝕性能、低蒸氣壓和良好的化學惰性，其氧化物同樣具有較高的熔點（2800 ℃）和較低的蒸氣壓（3.04 Pa），并且隨著HfC 前驅體的合成技術的不斷提高，采用PIP 工藝可以更均勻地分散在C/C基體內，進一步提高材料的抗氧化和抗燒蝕性能，使其成為C/C 復合材料基體改性的常用組元。Xue 等[43]采用CVI+PIP 工藝成功制備出了C/C-HfC 復合材料，并對其微觀結構、彎曲性能和等離子燒蝕性能進行了研究。研究結果表明，HfC 均勻分散在基體內，使復合材料具有較好的抗燒蝕性能，其線燒蝕率和質量燒蝕率分別為5.31 μm/s 和0.55 mg/(cm2·s)，相比C/C復合材料分別降低了71%和86%。燒蝕過程主要分為兩個階段：第一階段是C 纖維、PyC 和HfC 的氧化，燒蝕速率主要受氧化速率的影響；第二階段主要是樣品表面生成的珊瑚礁狀HfO2顆粒阻止了氧化的進一步發生，與此同時在多孔氧化物和殘余碳化物之間形成的HfCxOy相可顯著降低氧氣向內擴散的速率，從而有效降低了復合材料的燒蝕率。

TaC 具有高熔點（＞3800 ℃），較好的彈性模量，較強的硬度（15～19 GPa），優異的熱化學穩定性，也可作為改性C/C 的組元。Jiang 等[44]采用PIP 的方法制備了C/TaC 復合材料，并對其微觀結構、力學性能和燒蝕性能進行了研究。結果表明，TaC 基體更傾向于優先均勻致密的分布在單個纖維周圍，而在纖維束之間的基體較為松散。這主要是由于TaC 前驅體中存在的O—H 鍵以及較低的黏度使其更容易浸漬到單個纖維周圍。其彎曲強度為166.5 MPa，呈現非脆性斷裂行為。氧乙炔燒蝕30 s 后，其質量燒蝕率和線燒蝕率分別為0.023 g/s 和0.0133 mm/s，燒蝕后表面形成的白色的Ta2O5是其具有優異抗燒蝕性能的主要原因。

綜上所述，在氧乙炔燒蝕和等離子燒蝕等不同的燒蝕環境下，碳化物超高溫陶瓷（ZrC、HfC、TaC等）的加入都顯著提高了C/C 復合材料的抗燒蝕性能。隨著其使用環境服役溫度的進一步增加，要想可重復使用達到零燒蝕，UHTC 改性C/C 顯然不能滿足要求，因此有必要對UHTC 改性的C/SiC 進行研究。

ZrC-SiC 和HfC-SiC 陶瓷由于在氧化過程中會生成SiO2、Zr(Hf)O2或者Zr(Hf)SiO4等產物而具有良好的抗氧化性[45-48]，加之工藝性簡單，可以通過PIP 或RMI 工藝很容易地引入到多孔C/C 或C/SiC 基體內，被視為較為理想的結構材料。Wang 等[49]首先采用CVI 工藝制備出密度為1.4 g/cm3的多孔C/C，然后使用PCS 和聚碳鋯烷與PCS 質量比為1︰5 的二甲苯溶液為原料，采用PIP 工藝分別制備了C/C-SiC 和C/C-SiC-ZrC 復合材料，并對其燒蝕性能進行了研究。結果表明，在2200 ℃燒蝕600 s 后，C/C-SiC-ZrC 復合材料的抗燒蝕性能要明顯優于C/C-SiC 復合材料，線燒蝕率和質量燒蝕率分別下降了43.8%和25%。如圖3 所示，C/C-SiC 復合材料燒蝕后表面含有大量裸 露的尖刀狀的碳纖維，基體很少。這是由于SiC 氧化生成的SiO2熔點（1670 ℃）明顯低于燒蝕溫度，黏度較低，隨著燒蝕的進行逐漸揮發掉，部分直接被高溫氣流吹走，無法形成有效的保護層，使材料燒蝕嚴重。C/C-SiC-ZrC 復合材料燒蝕后，由于ZrC 氧化生成的ZrO2溶于SiO2，形成了較粘稠的玻璃態混合物，可以有效阻止氧氣向材料內部擴散，從而顯著提高了材料的抗燒蝕性能。Yan 等[50]同樣采用PIP 工藝將HfC 和SiC 前驅體溶液浸漬到多孔C/C 中，裂解制備了C/C-HfC-SiC 復合材料，其在3000 ℃氧乙炔燒蝕120 s 后表現出了較好的抗燒蝕性能，線燒蝕率和質量燒蝕率分別為9.1×10-4mm/s 和1.30×10-3g/s。燒蝕機理在于樣品表面生成熔融的HfO2阻止了熱量和氧氣向基體內部的擴散。

圖3 C/C-SiC 和C/C-SiC 復合材料燒蝕中心微觀形貌

ZrB2-SiC 和HfB2-SiC 陶瓷由于其氧化物的協同作用使其在不同溫度區間都具有優異的抗氧化性能[11，13，51-52]，被認為是最有前景的結構材料。Li等[53]采用PIP 工藝制備了C/C-ZrB2-SiC 復合材料，研究了其在不同熱流密度下的氧乙炔燒蝕性能。結果表明，復合材料具有較好的抗燒蝕性能，隨著熱流密度從2400 kW/m2增加到4200 kW/m2，燒蝕逐漸加劇。燒蝕形貌如圖4 所示，當熱流密度為2400 kW/m2時，燒蝕溫度為2000 ℃，表面形成了液相SiO2連接ZrO2的混合物，阻止氧氣向內擴散。隨著熱流密度的增加（3200 kW/m2），燒蝕溫度進一步增加（2300 ℃），生成的SiO2快速揮發，復合材料的抗燒蝕性主要取決于ZrO2。此時的ZrO2部分出現再結晶，另外一部分為熔化形成的多孔玻璃態ZrO2。盡管此時的溫度低于ZrO2的熔點（2700 ℃），但由于SiO2的固溶使其熔點降低[53]。ZrO2在高溫下（2000 ℃）具有較高的黏度，可有效防止氧氣向內擴散。隨著熱流密度的進一步增加，燒蝕中心的ZrO2部分被氣流剝蝕掉，這主要是由于一方面氣流速度增加導致剪切力增加，另一方面溫度增加導致ZrO2黏度下降。因此，隨著熱流密度的增加，其燒蝕行為從化學侵蝕向機械剝蝕轉變。

Zhang[54]將HfB2前驅體與PCS 按質量比7︰1、9︰1、11︰1、17︰1 共溶于二甲苯溶液中，并對C/C復合材料進行PIP，最終制備出了密度為1.8 g/cm3的C/C-HfB2-SiC 復合材料。在此基礎上，采用等離子燒蝕研究了前驅體配比對材料燒蝕性能的影響，并對燒蝕機理進行了分析。結果表明，燒蝕時間為80 s時，隨著HfB2/SiC 前驅體質量比的增加，材料的線燒蝕率和質量燒蝕率均呈現先增加后減小的趨勢。當HfB2/SiC 前驅體質量比為7︰1 時，復合材料具有最小的線燒蝕率和質量燒蝕率，分別為0.0533 mm/s 和1.971 mg/s。燒蝕中心區的白色HfO2起到隔離氧氣的作用，而過渡區的HfO2與SiO2形成的玻璃態物質具有自愈合抗氧化的效果，邊緣區的抗燒蝕則主要取決于灰色的玻璃態SiO2。

圖4 不同熱流密度下燒蝕后樣品表面形貌

3 非均質結構超高溫陶瓷改性C/C、C/SiC 復合材料

復合材料的優勢在于可以通過構筑獲得滿足不同使用需求的樣件。空間飛行器不同部位在飛行過程中的外部環境不同，對材料的性能要求也不盡相同。作為TPS 中非燒蝕防護常用的碳纖維增強UHTC 復合材料，其在服役過程中除了通過調整基體的組元和含量等以獲得較好的抗氧化和抗燒蝕性能之外，也需要根據具體部件的使用環境和應用需求對碳纖維、UHTC 和孔隙等的分布進行單獨的構筑，從而實現多功能化，以達到特定的材料性能要求。

可重復使用飛行器，需要飛行器表面的熱防護材料一方面能承受多次燒蝕考核，且累計燒蝕時間更長。另一方面，由于飛行器在高超聲速飛行時需承受較大的氣動力，這需要材料在經受燒蝕考核后仍然具有較高的強度保持率，并且材料整體的密度要盡可能地低。以往制備的碳纖維增強UHTC 復合材料，UHTC往往均勻分布在整個材料中，而UHTC 中ZrC 的密度相對較低（6.73 g/cm3），但也顯著高于 C 纖維（1.75 g/cm3）、PyC（2.2 g/cm3）和SiC（3.21 g/cm3）等物質的密度，這無疑會增加材料的整體密度，并且材料在燒蝕過程中要求零燒蝕，燒蝕主要發生在樣品表面，其內部的UHTC 作用較小。因此，需要針對該需求，通過對UHTC 和孔隙的分布進行構筑，以滿足不同的使用要求。

Hu 等[55]針對可重復使用飛行器的應用需求，從抗燒蝕和減重兩方面出發，設計構筑了一種三明治結構的UHTC 改性C/SiC 復合材料。第一步采用快速CVI 工藝制備出中心致密、兩側多孔的C/SiC 復合材料，完成孔隙分布的構筑；第二步采用PIP 工藝在兩側多孔區引入SiC-ZrC-ZrB2基體，完成UHTC基體表層分布的構筑，最終制得的一體化三明治結構復合材料的密度為2.2 g/cm3。如圖5 所示，該復合材料表層厚度為1.5 mm，ZrB2-ZrC 的體積分數為14.5%。經1850 ℃循環和單次燒蝕1000 s 后，材料表現出了很好的抗燒蝕性能。循環燒蝕1000 s 后的線燒蝕率和質量燒蝕率為0.415 μm/s 和0.0252 mg/s；單次燒蝕 1000 s 后的線燒蝕率和質量燒蝕率為1.30 m/s 和0.0335 mg/s；經1000 s 循環和單次燒蝕后，彎曲強度分別下降8%和9%～13%，具有較高的強度保持率。

由于常規的CVI 工藝制備C/C 和C/SiC 復合材料需要較長的時間，為了縮短材料的制備周期和進一步提高材料的力學性能，Hu 等[56]采用電磁耦合化學氣相滲（E-CVI）工藝制備了一種三明治結構SiC改性 C/C 復合材料。該復合材料的最終密度為1.84 g/cm3，沉積時間僅20 h，材料彎曲強度達到325 MPa，其結構和微觀形貌如圖6 所示。在1700 ℃氧乙炔循環燒蝕 5 次共 1000 s 后，其線燒蝕率為0.38 μm/s。

圖5 三明治結構Cf/SiC-ZrB2-ZrC 復合材料背散射SEM 形貌及結構

圖6 C/C-SiC 復合材料微觀形貌、EDS 和結構

功能梯度結構復合材料可以在不同深度提供不同級別的高溫防護，逐步調節不同相之間熱膨脹系數的變化，同時根據設計要求不同調整材料的密度。在某些特殊極端情況下，材料只需遭受幾秒鐘的燒蝕考驗，所以在只需在材料近表層含有較少的UHTC 層即可滿足需求。Paul 等[57]和Levine 等[58]報道了一種梯度功能材料，采用Zoltek Panex 30 碳織物，烯丙基氫聚碳硅烷（AHPCS）陶瓷前驅體，HfB2和SiC 粉作為原材料，將涂有SiC/AHPCS 或HfB2/AHPCS 的碳布疊起來，400 ℃下交聯，850 ℃下裂解，最終得到一種富HfB2層到富SiC 層，中間貫穿Si-O-C 陶瓷的梯度功能材料（如圖7 所示）。復合材料的力學和氧化性能與所處的表面有關。該復合材料的四點彎曲強度為100～120 MPa，其大小取決于受拉面為SiC 面還是HfB2面，當SiC 處于受拉面時強度較大。在1617 ℃氧化實驗中，發現富HfB2面碳纖維的損傷要小于富SiC 面，在富HfB2表面一側出現了非均勻的HfSiO4和單斜HfO2相，而在富SiC 表面出現了SiO2玻璃層（如圖8 所示）。

圖7 UHTC 復合材料截面形貌

此外，通過漿料浸漬的方法可以制備表層富UHTC 的改性C/C 復合材料。Tang 等[59]報道了一種壓力輔助水性漿料浸漬的方法，將2D 碳纖維織物分別浸漬于5 種不同的水性漿料中，包括ZrB2、SiC、HfC 和TaC 等，沉積PyC 層以托住織物中的陶瓷粉末。如圖9 所示，這些陶瓷粉主要分布在表層2 mm內。采用氧乙炔燒蝕研究了UHTC 的加入、熱流密度和燒蝕時間對C/C-UHTC 復合材料的影響。研究表明，在1900 ℃，熱流密度為2380 kW/m2的條件下，C/C-4ZrB2-1SiC 具有最低的燒蝕率；而2700 ℃及 3290 kW/m2條件下，C/C-ZrB2復合材料的性能要優于其他材料。這主要與該溫度下液相ZrO2的形成有關，它可以阻止氧向材料內部擴散。

圖8 UHTC 復合材料1617 ℃氧化后的微觀形貌

圖9 C/C-UHTC 復合材料顆粒分布的背散射電子形貌

綜上所述，目前大部分研究工作都集中在均質碳纖維增強UHTC 復合材料的制備和燒蝕性能研究，而對于非均質材料的構筑研究還較少。復合材料的特點就在于其可設計性，一方面可以調節材料的組元、含量及結構；另一方面可以調控不同組元以及它們的分布，再針對不同的應用需求，對材料從宏觀到微觀進行合理的構筑，以實現滿足多功能需求的一體化復合材料的制備。

4 結語

超高溫陶瓷改性碳基、陶瓷基復合材料作為空間飛行器應用的候選材料具有諸多優點：包括優異的抗氧化和抗燒蝕性能、高強度、高斷裂韌性、優異的抗熱沖擊性和損傷容限以及較低的熱膨脹系數。目前，研究方向主要集中在材料的制備工藝、組元設計與優 化和抗氧化燒蝕性能的提高上。在材料工藝方面，目前采取CVI、PIP 等多種工藝相結合的方式研制的超高溫陶瓷改性碳基、陶瓷基復合材料基本能滿足現有高速飛行器的使用要求，但是制備周期長、成本高仍是現階段材料應用和推廣的主要問題。

隨著飛行器飛行速度的增加，部件所承受的外部環境更加復雜，對材料的綜合性能要求也更加苛刻，設計開發低成本、短周期新工藝以及與現有工藝的有機結合以制備出更高綜合性能要求的復合材料，是未來的主攻方向。在材料結構設計上，從不同部件實際應用環境對材料提出的具體性能要求出發，通過對材料微結構設計和宏觀構筑以獲得特定性能，并采用多工藝相結合的手段制備出符合性能要求的部件，是未來努力的重要方向。在材料性能上，重點關注重復使用環境下，材料燒蝕、力學、熱輻射、表面催化等性能的變化規律及相應的抑制機制，從而進一步優化制備工藝和組成設計，以實現超高溫陶瓷改性碳基、陶瓷基復合材料的重復使用。