纖維增韌高溫陶瓷基復(fù)合材料（Cf, SiCf/SiC）應(yīng)用研究進展

（大連理工大學(xué)航空航天學(xué)院，大連 116024）

連續(xù)纖維增韌高溫陶瓷基（本文指非氧化物SiC纖維和C纖維增韌SiC基復(fù)合材料：SiCf/SiC，Cf/SiC）復(fù)合材料目前是一類非常有競爭力的極端環(huán)境熱結(jié)構(gòu)候選材料。其典型應(yīng)用包括：新型飛行器熱防護系統(tǒng)和動力系統(tǒng)的關(guān)鍵部件以及其他民用動力裝置的關(guān)鍵部件；先進核能系統(tǒng)中作為燃料包殼和面向高溫等離子體材料及高溫?zé)峤粨Q材料；高性能制動系統(tǒng)的關(guān)鍵部件材料等。這些系統(tǒng)的服役環(huán)境對材料要求極為苛刻，傳統(tǒng)材料對性能提升具有一定的局限性，而陶瓷基復(fù)合材料除了具有耐高溫、高比強度、高比模量、高熱導(dǎo)率、低熱膨脹系數(shù)等一系列優(yōu)良性能外，還具有基體致密度高、耐熱震、抗燒蝕、耐輻照及低放射活性、抗疲勞和抗蠕變等特性，展現(xiàn)了優(yōu)越的高溫?zé)崃W(xué)性能和微觀組織穩(wěn)定性，是一種集結(jié)構(gòu)承載和耐苛刻環(huán)境的輕質(zhì)新型復(fù)合材料，在空天飛行器的防熱/隔熱系統(tǒng)、航空發(fā)動機、火箭發(fā)動機以及先進核能等耐高溫部件上擁有巨大的應(yīng)用潛力[1-8]。該類材料的使用可以大幅提高新型飛行器的防熱和抗熱震性能，減少結(jié)構(gòu)自重，提高飛行器的安全可靠性，以及提升有效載荷和動力系統(tǒng)效率。就Cf/SiC復(fù)合材料而言，由于其優(yōu)異的干/濕和動/靜摩擦性能、輕質(zhì)高強、耐磨損/磨蝕、制動性能高以及相對高的性價比，在航空和地面載運工具制動系統(tǒng)中是極具競爭力的高性能制動材料[1-2,6,8]。本文針對近年來纖維增韌高溫陶瓷基復(fù)合材料的研發(fā)設(shè)計、制備及服役環(huán)境對材料性能的影響進行了綜述，并對該類材料未來的應(yīng)用前景進行了展望。

作為工程結(jié)構(gòu)材料，與傳統(tǒng)單體陶瓷相比，復(fù)合材料的最大優(yōu)點是具有非脆性破壞方式。在連續(xù)纖維增韌復(fù)合材料中，纖維通過界面層與基體進行有機復(fù)合，因此纖維、界面層和基體被看作是復(fù)合材料的3要素。在載荷作用下，連續(xù)纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料斷裂韌性的提高主要歸因于纖維與基體之間相互作用的能量耗散機制，如圖1所示。當(dāng)基體裂紋發(fā)生時，裂紋將沿基體-纖維的界面偏折，并通過纖維架橋和纖維滑移來消耗外力做功。特別是纖維架橋能夠抑制微裂紋的擴展和減小裂紋尖端的應(yīng)力強度因子。在實際工程領(lǐng)域，往往要根據(jù)材料的服役環(huán)境，對材料的基體、界面和纖維進行優(yōu)化設(shè)計和選擇，從而體現(xiàn)復(fù)合材料結(jié)構(gòu)和性能的可設(shè)計性。

典型纖維增韌體

對于纖維增韌高溫陶瓷基復(fù)合材料，其制備工藝溫度往往高達1000℃以上。因此，在復(fù)合材料制備過程中，為避免高工藝溫度導(dǎo)致的纖維性能降級，需要增韌體纖維的制造溫度必須高于復(fù)合材料的制備工藝溫度。目前滿足這一條件且被廣泛應(yīng)用的典型增韌體有碳纖維和碳化硅纖維。

1 碳纖維增韌體

根據(jù)碳纖維制備所采用的不同先驅(qū)體，碳纖維可以分為粘膠基碳纖維（Rayon-based carbon fiber）、聚丙烯腈基碳纖維（PAN-based carbon fiber）和瀝青基碳纖維（Pitch-based carbon fiber）。不同級別碳纖維的性能主要取決于先驅(qū)體、工藝技術(shù)和最終的熱處理溫度[9-10]。然而，根據(jù)纖維的最終熱處理溫度不同，碳纖維又可以分為不同類別，如表1[2]所示。同時表2列出了不同制造商所提供的纖維性能[2]，這些性能在實際情況中可能會有所變動，表中所列的纖維價格主要是針對常規(guī)類型，對于航空航天應(yīng)用，由于較高的質(zhì)量標(biāo)準(zhǔn)，纖維實際價格往往要比表2中高15%～25%。

2 碳化硅纖維增韌體

圖1 纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料裂紋擴展原理Fig.1 Crack propagation principle for improved toughness in CMCs

表1 不同纖維分類及其力學(xué)和物理性能

SiC纖維作為復(fù)合材料的主要載荷承受體，直接影響著復(fù)合材料的綜合性能。從20世紀(jì)70年代首次合成SiC纖維，發(fā)展到目前為止，根據(jù)SiC纖維的制備工藝、成分及結(jié)晶度，SiC纖維的發(fā)展可概括為3代[11-12]，如圖2所示。相關(guān)的基本性能比較如表3[11-17]所示。

第一代SiC纖維主要是以Nicalon（NL200）作為代表，該纖維由SiC納米晶（平均晶粒尺寸1～2nm）和大量的SiCxOy非晶相和游離碳組成，其抗氧化性能和高溫?zé)岱€(wěn)定性比較差。當(dāng)使用溫度高于1200℃以上，大量的SiCxOy分解導(dǎo)致纖維晶粒顯著生長和結(jié)構(gòu)破壞，其力學(xué)性能和微觀結(jié)構(gòu)嚴(yán)重劣化。為了改善SiC纖維的高溫穩(wěn)定性和抗氧化性能，在1990年，采用電子束輻照和熔融紡絲技術(shù)制備了以Hi-Nicalon（HNL）為代表的第二代SiC纖維，該纖維中氧含量明顯降低，高溫力學(xué)性能和微觀組織穩(wěn)定性進一步得到改善。但是該纖維不僅含有SiC納米晶（平均晶粒尺寸5nm），而且還含有質(zhì)量0.5%的過量碳，這會影響纖維在高溫氧化環(huán)境下的抗蠕變性能和抗氧化能力。為了進一步改善SiC纖維在超高溫（高于1600℃）環(huán)境下的穩(wěn)定性，第三代以Hi-Nicalon Type S （HNLS）和Tyranno SA （TySA）為代表的SiC纖維被研制成功，該纖維在成分上近化學(xué)計量比并且具有高SiC結(jié)晶度，第三代SiC纖維的晶粒尺寸較大（在20～200nm之間），具有極為優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和微觀組織穩(wěn)定性。

圖3展示了不同SiC纖維在高溫下的力學(xué)行為[18]?？梢钥闯觯海?）HNL纖維的晶粒在1400℃開始長大；（2）在1600℃以下，HNLS和TySA纖維幾乎沒有產(chǎn)生力學(xué)性能降級，同時HNLS和TySA纖維的晶粒也幾乎沒有變化，然而更高的溫度引起了HNLS纖維的晶粒生長，但TySA纖維僅顯示了微小的晶粒粗化，TySA纖維在接近2000℃時依然展示了優(yōu)越的超高溫力學(xué)性能。對于微觀組織的穩(wěn)定性，也可以通過下面的數(shù)據(jù)對比看到，未經(jīng)高溫的SiC纖維的結(jié)晶尺寸為4.0nm（HNL）、11.4nm（HNLS）、22.7nm（TySA），經(jīng)過1900℃高溫的SiC纖維的結(jié)晶尺寸分別為15.5nm（HNL）、30.3nm（HNLS）、25.5nm（TySA）。

表2 不同制造商所提供的纖維性能

圖2 碳化硅纖維的發(fā)展歷程Fig.2 Development of SiC-based fibers

圖4是不同SiC纖維經(jīng)過高溫試驗后表面和斷口橫截面的微觀形貌?？梢钥吹?，與原始纖維相比，HNL纖維在1400℃以下，表面幾乎沒有變化。在1400℃以上，HNL纖維表面有輕微的粗化。但在1780℃纖維表面變得疏松，并且有很多大晶粒附著在表面上。從橫截面觀察，纖維體內(nèi)沒有觀察到明顯的晶粒變化，這是由于過量的游離碳分布在晶界抑制了晶粒的生長。對于HNLS纖維而言，1600℃高溫沒有引起微觀組織的變化，當(dāng)溫度高于1600℃時，盡管有單個的大晶粒生長現(xiàn)象，但纖維的大部分表面仍然保持光滑，與原始纖維相比沒有明顯的結(jié)構(gòu)降級。在1780℃，纖維的表面有很多的單個晶粒，但基體結(jié)構(gòu)仍然比較密實。TySA纖維展示了一個非常優(yōu)越的微觀組織熱穩(wěn)定性，即使在1900℃，也很難觀察到明顯的微觀組織變化。同時，從斷口的照片可以看到，原始SiC纖維的斷裂起源于內(nèi)部缺陷，但是1600℃，大多數(shù)HNL和HNLS纖維的斷裂起源于表面缺陷，這是由于在拉應(yīng)力作用下，表面缺陷容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致裂紋優(yōu)先從缺陷發(fā)起。在1900℃，TySA纖維斷口組織和原始纖維相比，幾乎沒有什么變化。

圖3 不同SiC纖維在高溫下的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties of different SiC fibers at different temperatures

表3 商用SiC纖維基本性能

圖4 不同SiC纖維經(jīng)過高溫試驗后表面和斷口截面的顯微照片F(xiàn)ig.4 Fractography and surface morphology of different fibers after high temperature tests

3 其他增韌體

碳納米管（Carbon nanotube）、碳納米纖維（Carbon nanofiber）、SiC晶須 （SiC whisker）、SiC納米線（SiC nanowire）和SiC納米纖維（SiC nanofiber）等材料具有極高的楊氏模量和拉伸強度，目前也是較為理想的增韌體[19-23]。對于納米纖維增韌復(fù)合材料，它們的直徑一般在100nm以內(nèi)，而且長徑比一般大于100。但是由于納米材料在引入過程中受到分布均勻性的限制，其引入量往往有限。這類增韌材料一般作為次級增韌材料與碳纖維或碳化硅纖維結(jié)合，形成一個多尺度協(xié)同增韌體。兼并不同尺度增韌相的優(yōu)點，充分發(fā)揮多尺度復(fù)合效應(yīng)，減少微米級纖維增韌復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)缺陷，使得材料性能更加優(yōu)越和穩(wěn)定。

在實際應(yīng)用中，纖維束往往要被編織成各種預(yù)制體。由于碳纖維的各向異性，因此預(yù)制體的編織要考慮減小制備中所產(chǎn)生的熱應(yīng)力和在不同方向上的強度設(shè)計。預(yù)制體的編織設(shè)計往往包括結(jié)構(gòu)工程、機械工程和紡織工程，預(yù)制體根據(jù)實際構(gòu)件需求被編織成各種復(fù)雜的幾何形狀。纖維預(yù)制體是多孔結(jié)構(gòu)，可以采用特定的工藝形成致密體。對于預(yù)制體編織中纖維的分布和取向主要有如下5種方式：

（1）UD預(yù)制體。這是一種最為簡單的預(yù)制體形式，主要是將纖維束按一個方向平行分布排列，并采用聚合物粘結(jié)劑去獲得所要求的纖維體積分?jǐn)?shù)和幾何形狀。這些聚合物粘結(jié)劑可以在高溫惰性氛圍環(huán)境下轉(zhuǎn)化為碳基體。

（2）2D預(yù)制體。主要是采用纖維布進行層層鋪疊而成，而在疊層中可以對每一層纖維的取向進行調(diào)整。這種預(yù)制體在平行于纖維的兩個方向上具有較好的熱力學(xué)性能，但是在層厚方向上，力學(xué)性能較差。而且2D預(yù)制體的層間結(jié)合較弱，易發(fā)生脫層現(xiàn)象。為了克服層間脫層問題，有時候采用2.5D預(yù)制體結(jié)構(gòu)。

（3）2.5D預(yù)制體。為了消除2D預(yù)制體的脫層問題，常采用纖維束對鋪層纖維布進行縫合。與層間纖維含量相比，縫合纖維的體積分?jǐn)?shù)相對比較低，把這種預(yù)制體稱為2.5D預(yù)制體結(jié)構(gòu)。這種預(yù)制體結(jié)構(gòu)比較通用。

（4）3D預(yù)制體。這種結(jié)構(gòu)是采用多重纖維束在3個相互垂直的方向上進行纖維編織，為了獲得最大的結(jié)構(gòu)強度，在每一個方向上纖維束都是平直分布的。顯而易見，與以上預(yù)制體結(jié)構(gòu)相比，3D預(yù)制體最大限度地弱化了材料的各向異性，但強度會相對降低。3D預(yù)制體結(jié)構(gòu)在火箭噴管和超音速飛行器前緣應(yīng)用較多。對于3D錐形預(yù)制體結(jié)構(gòu)，缺點之一是在厚度截面方向上纖維體積分?jǐn)?shù)的不均勻分布性，這在一定程度上會影響復(fù)合材料的熱力學(xué)性能。

（5）4D預(yù)制體。4D預(yù)制體結(jié)構(gòu)實際上是一個改進版的3D預(yù)制體結(jié)構(gòu)，主要是在纖維面對角線方向上引入了纖維，從而使得材料的各向同性顯著提高。這種較為復(fù)雜的預(yù)制體結(jié)構(gòu)主要用于再入式導(dǎo)彈的鼻錐和火箭噴管的喉襯部分。

基體-纖維界面層

界面層是在基體形成前通過CVD（Chemical Vapor Deposition）或CVI（Chemical Vapor Infiltration）工藝沉積在纖維表面的一種涂層材料（典型厚度為0.1～1μm）。界面層作為載荷從基體到纖維傳遞的一個過渡區(qū)，其主要功能是捕獲和偏折基體裂紋，被看作是影響復(fù)合材料力學(xué)性能和使用壽命的一個關(guān)鍵因素。特別是當(dāng)基體的失效應(yīng)變低于纖維時，界面在一定程度上能承受應(yīng)力引起的損傷，中斷裂紋在基體中的擴展，從而提高脆性基體的韌性。因此，在陶瓷基復(fù)合材料的設(shè)計及制備中，對基體-纖維界面結(jié)構(gòu)設(shè)計、選材和界面結(jié)合強度的控制是至關(guān)重要的。如果基體-纖維界面結(jié)合強度過高，在載荷作用下，界面難以觸發(fā)脫粘，使得纖維拔出困難，導(dǎo)致纖維拔出臨界長度過短，纖維主要起補強作用，但難以起到增韌基體的作用，因此復(fù)合材料主要以脆性的方式發(fā)生斷裂。反之，如果基體-纖維界面結(jié)合強度過弱，纖維容易從基體中脫粘，發(fā)生滑移并拔出，容易導(dǎo)致纖維拔出臨界長度過長，此時纖維可以顯著增韌基體，但復(fù)合材料整體強度會明顯下降。如圖5所示，只有當(dāng)基體-纖維結(jié)合強度適中時，基體應(yīng)變和纖維應(yīng)變能夠較好地匹配，并通過纖維在基體中的滑移、拔出和架橋等作用機理，將纖維拔出臨界長度控制在適度范圍內(nèi)，復(fù)合材料才能以混合型方式失效，從而達到纖維對基體的補強和增韌效果。因此適中的纖維-基體界面結(jié)合強度可以使得復(fù)合材料不僅具有較高的強度，而且有利于韌性的改善。

對于基體-纖維界面層，目前主要的結(jié)構(gòu)形式有[1,24-25]：單層熱解碳（PyC）界面涂層、單層六方氮化硼（BN）界面涂層、單層多孔SiC界面涂層，多層SiC或BN界面涂層、多層（PyC-SiC）n或（BN-SiC）n界面涂層。不同界面層及其裂紋擴展模式如圖6所示。

由于碳界面層的柔性本質(zhì)，對裂紋偏折方面非常有效，但其對有氧環(huán)境非常敏感。大量的研究結(jié)果表明[24-27]，多層界面結(jié)構(gòu)是一種比較好的界面形式。對于多層界面涂層，在涂層內(nèi)部，層與層之間結(jié)合較弱，而界面層與纖維表面結(jié)合較強，因此當(dāng)基體裂紋進入界面層內(nèi)后，會沿平行于纖維表面的界面層多次偏折。在多數(shù)情況下，界面層不僅充當(dāng)著“力學(xué)的保險”，而且也充當(dāng)著環(huán)境障礙涂層（Environmental Barrier Coating，EBC）。當(dāng)應(yīng)力高于復(fù)合材料基體的比例極限應(yīng)力（Proportional Limit Stress，PLS），基體會產(chǎn)生大量的微裂紋，微裂紋密度和擴展取決于纖維增韌體的結(jié)構(gòu)形式及其與基體的界面層形式。熱力耦合環(huán)境將會加速氧化介質(zhì)沿裂紋路徑的擴散，從而加速對氧敏感的界面層和纖維的性能劣化。BN與SiC這兩種界面層對于阻止或減緩氧向材料內(nèi)部的擴散非常有效。這主要是由于這兩類材料在不同的溫度下能分別產(chǎn)生B2O3和SiO2玻璃相，而且在高溫下，B2O3和SiO2呈液態(tài)且具有較高的粘性。這些粘性玻璃相將填充在微裂紋的縫隙里，有效阻止氧的進一步擴散，從而阻止或減緩復(fù)合材料的氧化，改善復(fù)合材料的高溫耐久性。

圖5 界面結(jié)合強度對復(fù)合材料的強韌性影響機理Fig.5 Schematic illustration for the influence of interface bonding strength on the strengthening and toughening of fiber-reinforced ceramic matrix composites

圖6 基體-纖維界面層類型及其裂紋擴展模式Fig.6 Interphase type and the crack extending mode

圖7 采用不同界面層制備的SiCf/SiC復(fù)合材料在高溫大氣環(huán)境測試后的掃描電鏡斷口形貌Fig.7 Fracture micro-morphology of SiCf/SiC composites with different interphase after a flexural test in the high temperature air environment

圖7所示為采用PyC和BN界面層制備的SiCf/SiC復(fù)合材料在高溫大氣環(huán)境測試后的掃描電鏡斷口形貌。從圖7（a）中發(fā)現(xiàn)了明顯的纖維拔出且纖維拔出長度較大，這是由于在高溫大氣環(huán)境中PyC界面層發(fā)生氧化消耗，在纖維-基體的界面層之間出現(xiàn)了溝槽，纖維和基體相之間的過渡層減少或消失，導(dǎo)致SiC纖維和基體容易發(fā)生相對滑移。圖7（b）為采用BN界面層的SiCf/SiC復(fù)合材料在高溫大氣環(huán)境測試后的局部斷口照片，可以看到斷口表面被一層含有大量氣泡的B2O3玻璃相所覆蓋，從而對環(huán)境中氧的侵入起到了很好的密封作用。

SiC陶瓷基復(fù)合材料的制備

在20世紀(jì)90年代，SiC陶瓷基復(fù)合材料的研發(fā)主要集中在美國、日本和歐洲的一些國家[1-2,28-30]。我國近些年來在這方面的研究也取得了長足的進步，在材料整體開發(fā)和應(yīng)用方面已躋身于國際先進行列[31]。目前，纖維增韌SiC陶瓷基復(fù)合材料的典型工藝技術(shù)路線主要有氣相和液相路線。采用的制備工藝包括化學(xué)氣相浸漬工藝（Chemical Vapor Infiltration，CVI）、聚合物浸漬裂解法（Polymer Impregnation Pyrolysis，PIP）、液相燒結(jié)法（Liquid Phase Sintering，LPS）和反應(yīng)熔體滲透工藝（Reactive Melt Infiltration，RMI）等。

1 CVI工藝

圖8 化學(xué)氣相浸漬工藝的基本原理Fig.8 Schematic illustration of CVI fabrication process

CVI工藝主要是基于氣相技術(shù)路線，是目前制備纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料最為廣泛的方法之一。其浸漬原理如圖8所示。該工藝與其他工藝相容性好，能夠多尺度實現(xiàn)材料表面、界面和基體的協(xié)同制備，具有較強的可設(shè)計性和可制造性[1,32-33]。

通過該工藝，可以獲得高純度的陶瓷基體，同時由于該工藝所需溫度較低（900～1100℃），對纖維的熱損傷較少。另外，還可以利用該工藝來沉積纖維的界面層和復(fù)合材料的表面涂層，用于調(diào)控材料中纖維-基體的界面結(jié)合強度以及改善制備材料的熱力學(xué)穩(wěn)定性。其中界面層和基體的沉積主要是基于如下反應(yīng)：

其中X為F、Cl。

上述反應(yīng)（1）中，CH3SiCl3是沉積SiC基體最常用的反應(yīng)氣體，易于獲得化學(xué)結(jié)構(gòu)式的SiC基體，具有很寬的沉積溫度范圍，而H2往往被用作載體。反應(yīng)（3）可以用來在纖維表面沉積BN涂層。由于氣態(tài)先驅(qū)體在預(yù)制體中的傳輸靠擴散作用，為了獲得致密的基體，在CVI工藝過程中，保持纖維預(yù)制體內(nèi)的開孔就顯得至為關(guān)鍵。通常是在預(yù)制體中施加一個方向溫度梯度，并保持孔隙入口處較低的溫度場。也可以通過表面加工消除過早封閉而切斷氣源傳輸通道的孔洞，使得傳輸通道重新打開并保持暢通。

目前，最通用的CVI工藝技術(shù)是I（Isothermal/Isobaric）-CVI，通過I-CVI工藝，可以近凈成型并制備不同形狀和尺寸的薄壁結(jié)構(gòu)件，但是該工藝由于采用較低的制備溫度和壓力，其致密化速度低、沉積周期長。為了提高基體沉積速率，又發(fā)展了脈沖壓力P（Pressure-pulsed）-CVI工藝。在P-CVI工藝中，要周期性地對預(yù)制體內(nèi)充入氣體先驅(qū)物，并讓其在預(yù)制體內(nèi)滯留一定的時間，然后再抽空，如此反復(fù)，便可以在預(yù)制體內(nèi)較快地沉積基體。利用該工藝，通過引入反應(yīng)式（1）～（3）中不同的氣體先驅(qū)體，就可以獲得高度工程化的纖維界面層（C、BN）和SiC基體。為進一步提高基體的密實度，后來又發(fā)展了F（Force）-CVI工藝，F(xiàn)-CVI工藝是通過在預(yù)制體上施加一個壓力梯度，通過較快的對流質(zhì)量傳輸代替慢擴散質(zhì)量傳輸，使得沉積速率進一步加快。盡管采用一些技術(shù)已經(jīng)大大改善了基體的致密化過程，但這些不同CVI工藝制備的復(fù)合材料中，往往含有10%～15%的殘余孔隙率。另外，在CVI沉積工藝過程中，在預(yù)制體入口孔隙處周圍氣體濃度高且伴隨有氣體產(chǎn)物的逸出，從而導(dǎo)致預(yù)制體入口處基體沉積速度過快，容易封閉入口或在入口處形成密度梯度，需要反復(fù)加工打開孔隙開口再沉積，導(dǎo)致沉積周期長，不適合厚度較大構(gòu)件的制備；并且CVI設(shè)備復(fù)雜，沉積工藝過程易受環(huán)境與構(gòu)件形狀等因素影響，使得工藝參數(shù)（如氣體流量、前驅(qū)體揮發(fā)溫度、沉積室溫度及其分布等）控制困難；此外，CVI過程中會產(chǎn)生大量腐蝕性氣體如HCl，需要進行特別處理。因此，該工藝雖然是一個比較成熟的工業(yè)技術(shù)路線，但是對于工藝的控制精度和設(shè)備的要求均較高。

2 PIP工藝

與CVI工藝相比，PIP工藝具有一些明顯的技術(shù)優(yōu)勢。該工藝原理上更容易制備大尺寸復(fù)雜形狀的構(gòu)件，而且對于厚壁復(fù)合材料部件，也更容易形成致密的基體。在PIP工藝中，纖維預(yù)制體被滲入含Si-C的先驅(qū)體。為了能夠獲得較高的陶瓷產(chǎn)額，先驅(qū)體要與纖維有較好的潤濕性，并且粘度要足夠低，以保證能夠充分滲入纖維預(yù)制體內(nèi)的孔隙中，然后通過氧化、γ-射線或電子束輻照進行交聯(lián)固化，最后在1000～1200℃溫度范圍內(nèi)進行高溫裂解，以獲得陶瓷基體[1-2,34]，圖9為典型的PIP工藝流程圖[2]。

在PIP工藝中，對于SiC陶瓷基體的形成，可以選用不同的先驅(qū)物，例如聚碳硅烷（Polycarbosilane，PCS）和聚乙烯基硅烷（Poly-vinylsilane，PVS）等[1,34-35]。采用PVS作為基體先驅(qū)體具有如下優(yōu)點：（1）在室溫下呈液態(tài)，在大約377℃可以固化，因此在室溫很容易浸滲到預(yù)制體的孔隙中；（2）在升溫過程中，能發(fā)生連續(xù)相變，利于清除裂解氣體產(chǎn)物，通過輔助以熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）或熱壓工藝（Hot Pressing，HP）可以最大限度地減小孔隙率。缺點是由于高分子先驅(qū)體裂解后陶瓷產(chǎn)額比較低，往往需要對預(yù)制體進行多次循環(huán)浸滲（典型的是6～10次，甚至更多），從而獲得較高的基體致密度。如采用PCS作為基體先驅(qū)體，根據(jù)裂解氛圍可以發(fā)生如下反應(yīng)：

從反應(yīng)式（4）和（5）中可以發(fā)現(xiàn)PCS先驅(qū)體的裂解產(chǎn)物可以是SiC+C基體，也可以是純SiC基體。由于裂解溫度相對較低，該工藝可以顯著減少纖維受到的機械和熱損傷，但實際上，即使在惰性氣體環(huán)境，裂解產(chǎn)物中的部分C也會作為氣體逃逸掉，因此基體會產(chǎn)生嚴(yán)重的收縮，從而形成大量裂紋，破壞材料的結(jié)構(gòu)完整性，影響最終復(fù)合材料的性能。另外，多次的循環(huán)浸滲會增加復(fù)合材料的制造成本和周期，降低經(jīng)濟性。通過在浸滲過程中添加細(xì)小的SiC陶瓷顆粒，與其他助劑的混合物作為填充物可以減少浸滲次數(shù)。但總體而言，低成本高性能陶瓷先前軀體是目前PIP工藝要解決的一個關(guān)鍵問題。

3 LPS工藝

在LPS工藝中，首先采用CVD或CVI工藝對纖維預(yù)制體沉積界面層，然后將預(yù)制體放置在成型模具中，將調(diào)制好的含有分散劑和燒結(jié)助劑的細(xì)陶瓷料漿注入纖維預(yù)制體中，然后干燥、加壓，在真空條件下高溫?zé)Y(jié)[1,36]，其制備工藝原理如圖10所示。但是對高熔點SiC陶瓷基體燒結(jié)而言，要獲得較高的基體致密度，一般要求溫度非常高（往往要高達2000℃）。由于在燒結(jié)過程中陶瓷顆粒粘性流動差，為獲得致密的復(fù)合材料，就必須提高制備溫度和增強壓力，而這勢必影響到纖維及界面的性能。在該工藝中，纖維增韌體的選取受到比較大的限制，往往二代以下SiC纖維難以經(jīng)受這么高的工藝溫度，只能是選用第三代高結(jié)晶度、高純度的SiC纖維。

由于這種燒結(jié)往往只能在模具中加壓燒結(jié)，使得材料制品的尺寸和形狀受限。之后發(fā)展的基于LPS工藝改進的NITE工藝（Nano-Powder Infiltration and Transient Eutectoid Process）[37]，采用第三代SiC纖維（TySA）和SiC納米粉并輔以Y2O3、Al2O3作為燒結(jié)助劑，可以在1800℃左右的溫度、20MPa左右的壓力下獲得幾乎完全致密的SiC基體材料。這是由于Y2O3和Al2O3以及納米SiC粉體表面的SiO2在高溫下會形成共晶液相，促進SiC納米粒子在纖維束內(nèi)的浸滲。采用NITE工藝獲得的SiCf/SiC復(fù)合材料的殘余孔隙率非常低，纖維幾乎沒有損傷，SiC基體的晶粒尺寸仍保持在納米級，材料展現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能和抗氧化性能。NITE工藝再輔助以準(zhǔn)熱等靜壓，比較容易制備復(fù)雜形狀的復(fù)合材料構(gòu)件。目前，日本在這方面的研究處于領(lǐng)先地位，制備的復(fù)合材料在噴管、燃燒室里襯、核燃料包殼管等方面體現(xiàn)了優(yōu)異的服役性能[37-40]，圖11為采用NITE工藝制備的SiCf/SiC復(fù)合材料部件。

圖9 PIP法制備SiC基陶瓷復(fù)合材料的工藝流程Fig.9 Schematic flowchart of the PIP process

圖10 LPS工藝的制備原理Fig.10 Schematic flowchart of the LPS process

4 RMI工藝

RMI工藝又稱液硅滲透法（Liquid Silicon Infiltration，LSI），是一種比較有特色，完全不同于上述工藝路線的技術(shù)。該工藝路線主要包括如圖12所示的3個子過程：（1）采用樹脂注入或熱壓罐制備碳纖維增強樹脂基復(fù)合材料（CFRP）素坯體；（2）將CFRP素坯體在高溫下熱解，由于樹脂基體在熱解過程中的物理和化學(xué)變化，同時伴隨有大量熱解氣體的釋放，形成了基體遍布微裂紋的Cf/C多孔體；（3）最后在高于Si熔點（1410℃）的溫度下，采用液相Si對Cf/C多孔體進行熔滲，液相Si在毛細(xì)力的作用下，通過孔隙進入到多孔碳基體中并快速與碳基體發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，從而生成SiC基體。為提高熔滲效率，通常需要采用真空或者加壓處理[1-2,6,41]。

此外，Cf/C多孔體的構(gòu)筑可以通過CVI工藝獲得。不論是通過樹脂注入熱解，還是通過CVI工藝，其目的主要是在纖維預(yù)制體孔隙中形成一定量的炭質(zhì)材料，作為與熔融Si反應(yīng)的碳源。圖12為采用樹脂注入并熱解形成碳源的制備工藝。在CFRP坯體熱解過程中，樹脂熱解使得坯體顯著收縮。同時在熱解初期，大量的氣體被封閉在基體空腔里。隨著熱解溫度的逐步升高，基體不斷劣化并伴隨著封閉空腔內(nèi)氣壓逐步升高，最終導(dǎo)致基體破裂并遍布微裂紋和微孔。這些微裂紋和微孔充當(dāng)著液相Si熔滲的主要通道。而在實際工藝過程中，基體中的孔隙形態(tài)、孔隙率和孔隙尺寸直接決定著SiC基復(fù)合材料的微觀組織結(jié)構(gòu)和關(guān)鍵性能。

RMI工藝的優(yōu)點是反應(yīng)時間短、工藝簡單、成本低、可以實現(xiàn)凈尺寸成型，所得產(chǎn)品只需很少機械加工，是一個快速致密化工藝，所得復(fù)合材料氣孔率低（2%～5%）、致密度和熱導(dǎo)高，有很好的耐磨蝕和抗氧化性能。因此該工藝被認(rèn)為是極具市場競爭力的工業(yè)化生產(chǎn)技術(shù)。此外，與其他工藝相比，盡管RMI工藝具有明顯的技術(shù)優(yōu)點，但也面臨著一些問題。首先，不論采用CVI工藝，還是樹脂注入裂解工藝，在纖維預(yù)制體內(nèi)形成多孔炭的時候，都需要控制好孔隙的尺寸并且形成開孔結(jié)構(gòu)。如果孔隙尺寸太小或有閉孔形成，液相硅則不能完全進入到纖維預(yù)制體結(jié)構(gòu)中，造成基體組織不夠致密；如果孔隙尺寸過大，液相硅進入到纖維預(yù)制體的大孔隙當(dāng)中，容易在孔隙中間形成“硅池”，最終在復(fù)合材料中存在較多殘留硅[2,6,41-42]。為減少殘留硅的含量，在后期可以采用不同的處理手段去消除殘留硅[42-46]。比如在高溫高真空環(huán)境下，可將殘留硅蒸發(fā)掉；采用其他材料，在高溫環(huán)境下將殘留硅吸出；或者在基體中添加其他金屬元素，與殘留硅形成難熔金屬硅化物。RMI工藝中液硅的熔滲溫度相對較高（1450～1650℃），對設(shè)備要求具有一定的特殊性，要防止液硅蒸發(fā)和泄漏對設(shè)備的損壞。對于SiC纖維預(yù)制體，要想得到比較高的力學(xué)性能，只有熱穩(wěn)定性良好的SiC纖維才可以使用，比如以第三代纖維為代表的Hi-Nicalon Type S和Tyranno SA3等纖維將是理想的增韌材料。其次，液相硅對于PyC或BN界面層而言，是具有腐蝕性的，將在一定程度上破壞纖維-基體的界面層，從而影響最終復(fù)合材料的性能；如果采用碳纖維預(yù)制體，液相硅的進入將會對碳纖維造成一定損傷。當(dāng)有殘留硅存在時，如果作為高溫長壽命復(fù)合材料部件使用時，殘留Si會影響復(fù)合材料的抗蠕變性能，同時殘留Si會腐蝕C纖維并降低其力學(xué)性能，導(dǎo)致纖維增韌補強效果降低[47]。對于Cf/SiC復(fù)合材料，由于生成的SiC基體往往與碳纖維存在熱膨脹系數(shù)失配（CET mismatch）的問題，這個問題直接影響材料的抗氧化能力和服役壽命。因此，為了改善其性能，往往需要對基體成分和纖維預(yù)制體微結(jié)構(gòu)進行優(yōu)化[2,6,43-45]。

圖11 采用NITE工藝制備SiCf/SiC復(fù)合材料部件Fig.11 SiCf/SiC components fabricated by NITE process

圖12 RMI工藝制備SiC陶瓷基復(fù)合材料的工藝流程Fig.12 Flow chart for the fabrication of SiC-based composites via RMI process

以上所談及的每一種工藝有各自的優(yōu)缺點，表4對幾種典型工藝制備SiC陶瓷基復(fù)合材料的優(yōu)缺點進行了比較。在實際的工藝中，也可以考慮結(jié)合各個工藝的優(yōu)點，采用復(fù)合工藝技術(shù)（Hybrid process）來提高材料的綜合性能[1-2,48]。目前就有CVI與PIP聯(lián)合工藝，該工藝首先利用CVI制備一定密度的Cf/C多孔體，然后再滲入有機先驅(qū)體（如聚碳硅烷）并裂解獲得陶瓷基體，工藝過程較為復(fù)雜；還有CVI與液相硅滲入聯(lián)合工藝，與上一種方法類似，只不過是CVI工藝階段完成后，再滲入液相硅，液相硅與C基體反應(yīng)生成SiC基體，可得到較為致密的SiC陶瓷基復(fù)合材料。

影響性能的主要因素

一般來說，纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料的強度和彈性模量主要受以下因素影響：纖維類型和纖維預(yù)制體的結(jié)構(gòu)、基體的致密度及形成工藝、纖維-基體界面結(jié)合強度、纖維預(yù)制體的編織方式及在特定方向上纖維的體積分?jǐn)?shù)、纖維和基體之間熱膨脹系數(shù)不匹配所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。特別是在Cf/SiC復(fù)合材料中，由于碳纖維熱膨脹系數(shù)的各向異性（沿纖維軸向0.1×10-6/K，而沿纖維徑向較高）以及與SiC基體熱膨脹系數(shù)的差異，往往導(dǎo)致SiC基體中產(chǎn)生微裂紋，降低其力學(xué)性能和抗氧化性。所以，殘余熱應(yīng)力的大小往往和纖維類型及預(yù)制體結(jié)構(gòu)有關(guān)。

除了制造工藝對SiC陶瓷基復(fù)合材料的性能影響之外，服役環(huán)境也會對SiC材料性能產(chǎn)生影響。作為熱結(jié)構(gòu)材料，在高溫環(huán)境下，氧化、燒蝕和腐蝕等是主要的性能降低因素。在燃燒環(huán)境下，SiC材料要經(jīng)受氧化和金屬鹽類的熱腐蝕，特別是在發(fā)動機的工況條件下，對于SiC材料的長期耐久性評價是非常重要的[49-52]。

單純從抗氧化性來看，SiC材料的氧化可分為鈍化氧化（Passive oxidation）和活性氧化（Active oxidation）。這兩種氧化方式發(fā)生的優(yōu)先性主要取決于溫度和環(huán)境中的氧分壓，如圖13所示[53]。

圖14概括了SiC材料在不同高溫環(huán)境氛圍下的氧化和腐蝕機理?？梢钥吹絊iC材料在N2、H2、H2S等氣氛環(huán)境下保持惰性；在高氧分壓、酸性或中性鹽環(huán)境中，SiC材料被氧化形成SiO2保護膜，材料處于鈍化狀態(tài)，這樣的環(huán)境不會對SiC材料產(chǎn)生明顯的影響；當(dāng)氧分壓低于一定的臨界值時，氧與碳化硅發(fā)生活性氧化反應(yīng)，不會形成SiO2，此時在SiC表面沒有SiO2保護膜的形成，只有氣態(tài)的SiO和CO形成，從而加速SiC材料的氧化消耗。然而，即使在高氧分壓環(huán)境里，如果有堿性熔鹽的出現(xiàn)，堿性熔鹽將與SiO2反應(yīng)，并消耗SiO2，導(dǎo)致熱腐蝕現(xiàn)象的出現(xiàn)，加速SiC的氧化與腐蝕。如果在強氧化條件下，將伴隨有酸性氣體的出現(xiàn)，在SiC表面形成的SiO2膜則可以有效抑制堿金屬鹽的腐蝕性。

圖15為高純多晶SiC在大氣環(huán)境下，且有Na2SO4熔鹽出現(xiàn)的氧化腐蝕情況。從圖15（a）中可以看到，大量的SiO2玻璃泡形成在SiC材料的表面上。SiO2玻璃泡的形成是由于不同的氧化腐蝕產(chǎn)物（COx和SOx）形成和釋放的結(jié)果。從圖15（b）（氧化腐蝕表面下層）可以看到，晶界被優(yōu)先腐蝕。晶界優(yōu)先腐蝕是由于堿性熔鹽離子更容易沿著晶界擴散。其氧化腐蝕機理可歸納如下：

表4 不同工藝技術(shù)路線之間的優(yōu)缺點比較

圖13 溫度和氧分壓對SiC材料的氧化方式影響Fig.13 Schematic illustration of influence of temperature and oxygen partial pressure on the oxidation mode of SiC

在實際應(yīng)用中，復(fù)合材料與服役環(huán)境的相互作用導(dǎo)致材料性能和微觀結(jié)構(gòu)降級。因此，最終材料的性能降級通常不是由單一的因素引起的，往往是力、熱、環(huán)境介質(zhì)等多場耦合作用的結(jié)果。在多場耦合條件下，氧化腐蝕往往會加劇[49-55]。

應(yīng)用前景和面臨的問題

1 先進核能材料

考慮到公眾的可接受性和對環(huán)境的影響，在核環(huán)境下，材料選用主要考慮的是反應(yīng)堆安全維護、能量轉(zhuǎn)換效率和廢物后處理。核環(huán)境與其他非核服役環(huán)境區(qū)別很大，材料不僅暴露于高溫，而且還要經(jīng)受高通量的高能中子輻照，因此在材料的選用上，材料必須要抗輻照、低活性以及具有優(yōu)異的高溫?zé)崃W(xué)和化學(xué)穩(wěn)定性。SiCf/SiC復(fù)合材料由于具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、耐中子輻照和低放射活性等，被認(rèn)為是很有前景的核聚變能源和第四代裂變能源材料[56-59]。作為先進能源，首先考慮的是輻照環(huán)境下材料的低活性，這直接關(guān)系到后處理對環(huán)境的影響。在金屬材料中，主要是通過成分元素的優(yōu)化來實現(xiàn)，如低活性的鐵素體鋼、馬氏體鋼和釩合金等，但面臨的問題是輻照后屈服強度的下降和塑脆轉(zhuǎn)變溫度（Ductile to Brittle Transition Temperature，DBTT）的升高。而對于SiCf/SiC復(fù)合材料，在輻照環(huán)境下，即使在高溫環(huán)境下仍能保持其強度，如圖16所示[60]。對于純SiCf/SiC復(fù)合材料，與其他材料相比，其輻照后活性衰變很快。

圖14 SiC材料在不同高溫環(huán)境氛圍下的氧化和腐蝕機理Fig.14 Corrosion mechanism of SiC materials under different conditions at high temperature

圖15 CVD-SiC在Na2SO4熔鹽出現(xiàn)的高溫氧化腐蝕情況Fig.15 Oxidation of high-purity polycrystalline SiC under the condition of atmospheric environment and the presence of Na2SO4 molten salt

圖16 不同材料在輻照后的活性衰變Fig.16 Active decay of different materials after irradiation

在核聚變能源系統(tǒng)中，SiCf/SiC復(fù)合材料主要考慮用作面向等離子體材料（Plasma Facing Materials，PFM）或第一壁（First Wall，F(xiàn)W）材料、包層材料（Blanket）和流道插件（Flow Channel Insert，F(xiàn)CI）[56-64]。日本和美國做過較多研究[57-59,62-64]。SiCf/SiC復(fù)合材料作為第一壁材料，其主要功能是形成一個容納高溫等離子體的腔體（正常狀態(tài)下，高溫等離子體是通過磁約束或激光慣性約束在腔體中間，并不直接與第一壁接觸），同時要具有耐14MeV中子輻照損傷的特性，優(yōu)異的高溫?zé)醾鲗?dǎo)性能、良好的高溫力學(xué)性能和抗熱沖擊性能，能承受高表面熱負(fù)荷；另一方面，作為第一壁材料，往往會經(jīng)歷等離子體的濺射，濺射下來的材料在等離子腔體中會影響等離子體點火和穩(wěn)定性，SiC由低原子序數(shù)原子組成，對等離子點火和穩(wěn)定性影響弱。作為包層材料，SiCf/SiC復(fù)合材料主要承擔(dān)熱能交換、中子倍增以及輻射屏蔽的結(jié)構(gòu)材料。流道插件是主要針對液態(tài)包層的概念設(shè)計，用以絕緣液態(tài)金屬與結(jié)構(gòu)材料的功能性部件。在強磁場下，由于顯著的磁流體效應(yīng)（Magneto Hydro Dynamics，MHD）會影響液態(tài)金屬的流動和傳熱性能，采用SiCf/SiC復(fù)合材料作為流道插件，可以降低MHD效應(yīng)并提高液態(tài)金屬傳熱效率和出口溫度，從而提高包層的換熱效率。與其他材料相比，采用SiCf/SiC復(fù)合材料，其能量轉(zhuǎn)換效率高達50%以上（圖17[65]）。

2 高性能制動系統(tǒng)

Cf/SiC陶瓷基復(fù)合材料作為一種高性能的新型制動材料，特別是在地面運載工具上的運用，與傳統(tǒng)制動材料（主要是以金屬和半金屬制動材料為主）相比，可顯著降低簧下質(zhì)量，干/濕和動/靜摩擦性能穩(wěn)定，耐磨損/磨蝕、制動性能高以及相對高的性價比[1-2,6,8,66-72]。歐美國家在20世紀(jì)90年代就已經(jīng)開展了Cf/SiC復(fù)合材料制動系統(tǒng)的研究，并且在F1賽車和一些高檔轎車中得到了工程應(yīng)用[66-68]。日本和韓國近些年也加大了Cf/SiC制動材料的研究力度，并且已逐步推廣應(yīng)用。國內(nèi)近些年對Cf/SiC剎車材料的報道也較多[69-71]?？傊珻f/SiC復(fù)合材料可顯著提高剎車部件的耐高溫性能，從而克服了高速剎車時由于材料軟化而導(dǎo)致的“剎車失靈”現(xiàn)象，大大提高了剎車時的安全性和可靠性；另一方面，采用Cf/SiC復(fù)合材料作為制動材料能減少剎車系統(tǒng)的體積并顯著降低制動噪音，提高了制動的舒適性。目前對于陶瓷基復(fù)合材料在各種運載工具中的應(yīng)用，比較典型的有飛機剎車盤、磁懸浮列車軌道滑移片、汽車剎車盤和摩擦副、載重電梯和大型起重機的制動系統(tǒng)。

3 空間光學(xué)系統(tǒng)反射鏡材料

空間光學(xué)系統(tǒng)作為信息采集的“眼睛”，其不受地域限制，可進行連續(xù)動態(tài)信息搜索。目前空間光學(xué)系統(tǒng)通常采用反射式結(jié)構(gòu)，因此反射鏡對于探測的精度和分辨率至關(guān)重要。隨著航天技術(shù)的迅猛發(fā)展，為了滿足更高的性能和精度需求，要求光學(xué)系統(tǒng)輕量化和穩(wěn)固化，但為了獲得足夠高的分辨率，光學(xué)系統(tǒng)反射鏡口徑就必須足夠大，反射鏡口徑增大必然會增加光學(xué)系統(tǒng)重量。因此要從選材、結(jié)構(gòu)優(yōu)化設(shè)計等方面來實現(xiàn)結(jié)構(gòu)輕量化、結(jié)構(gòu)高剛度和反射鏡面高精度。特別是結(jié)構(gòu)輕量化、支撐系統(tǒng)高剛度、高固有頻率、低熱膨脹系數(shù)、高熱傳導(dǎo)和熱擴散性能成為光學(xué)系統(tǒng)設(shè)計和制造的關(guān)鍵因素。反射鏡由基座和反射膜構(gòu)成，是空間光學(xué)系統(tǒng)的主要組成部件。隨著激光和紅外等光電技術(shù)的應(yīng)用和成像技術(shù)的發(fā)展，對光學(xué)系統(tǒng)材料/結(jié)構(gòu)的剛度、熱物理性能和部件之間連接等提出了更高的技術(shù)要求，這在整個系統(tǒng)輕量化上起著至關(guān)重要的作用。

對于輕量化大型反射鏡，采用玻璃/金屬反射鏡，在加工方面具有一定的局限性。高性能空間反射鏡必須滿足以下特點：高比剛度、低熱膨脹系數(shù)、低密度、高導(dǎo)熱性、適當(dāng)?shù)膹姸燃傲己玫臋C械加工性能。低密度有利于實現(xiàn)輕量化，降低發(fā)射成本和提高發(fā)射安全性，有利于提高系統(tǒng)的有效載荷；高比剛度能保持反射鏡在力學(xué)載荷下不易變形；低熱膨脹系數(shù)和高熱導(dǎo)率，可以減小反射鏡的熱變形，特別是在向陽面和背陽面情況下，溫差變化大容易導(dǎo)致聚焦性變差。Cf/SiC復(fù)合材料高比剛度、低熱膨脹系數(shù)和良好的熱傳導(dǎo)和熱擴散性能，而且熱物理性能和力學(xué)性能不僅理想而且穩(wěn)定，是比較合適的反射鏡材料，容易加工而且可以得到極好的表面拋光，是非常理想的空間光學(xué)系統(tǒng)反射鏡基座材料[73-77]。美國、俄羅斯、德國、加拿大等對Cf/SiC陶瓷基復(fù)合材料反射鏡的研究已經(jīng)進行了大約20年，研發(fā)技術(shù)相對比較成熟，并且已成功制造了Cf/SiC高性能反射鏡[1-2,8,72,77]。其中德國采用液硅熔滲法制造的Cf/SiC反射鏡，其最大直徑可達3m，對于直徑630mm的反射鏡，其質(zhì)量約為4kg。圖18所示為Cf/SiC復(fù)合材料在空間光學(xué)系統(tǒng)上的應(yīng)用部件實例。

4 航空航天熱結(jié)構(gòu)材料

圖17 不同材料的能量轉(zhuǎn)換效率Fig.17 Energy conversion efficiency of different materials

圖18 Cf/SiC復(fù)合材料在空間光學(xué)系統(tǒng)上的應(yīng)用Fig.18 Application of Cf/SiC composites in space optical system

早先陶瓷基復(fù)合材料的發(fā)展主要是針對航天領(lǐng)域的特定技術(shù)需求。法國和德國的一些研究機構(gòu)和美國橡樹嶺國家實驗室等早在20世紀(jì)70年代便率先開展了相關(guān)材料的研究[1-8,25,33-34,41,49,72,78-81]。主要是針對高溫、高壓氣流的沖刷腐蝕和高應(yīng)力振動載荷等極端環(huán)境下面臨的熱結(jié)構(gòu)材料問題。針對承載和防熱結(jié)構(gòu)一體化需求，SiC基復(fù)合材料作為輕質(zhì)高強耐熱材料，被認(rèn)為是較為理想的熱結(jié)構(gòu)材料之一。在再入飛行器的頭錐、熱防護系統(tǒng)、熱密封系統(tǒng)、火箭發(fā)動機、戰(zhàn)略導(dǎo)彈和多用途導(dǎo)彈的噴管、超燃沖壓發(fā)動機上具有重要的應(yīng)用前景。近年來，國內(nèi)許多單位對SiC陶瓷基復(fù)合材料進行了大量的研究[3-6,33,82-83]。在陶瓷基復(fù)合材料的原料生產(chǎn)、工藝制備技術(shù)改進、涂層技術(shù)開發(fā)、性能提升、工程轉(zhuǎn)化及實際應(yīng)用等方面都取得了顯著的進步。

航空發(fā)動機被看作是飛機制造業(yè)“皇冠”上的明珠，隨著大涵道比高性能渦扇發(fā)動機的發(fā)展，對發(fā)動機性能如燃燒效率、氣體排放、安全可靠性以及服役壽命的延長等提出了更新的要求。當(dāng)前是在不改變發(fā)動機總體布局的前提下，高熱端部件材料（如渦輪靜子的導(dǎo)向葉片、渦輪轉(zhuǎn)子葉片、燃燒室和尾噴部件等）的研發(fā)和升級換代成為先進航空發(fā)動機的研發(fā)目標(biāo)。隨著燃燒室溫度的不斷提高，可以提高燃料燃燒效率和降低有害氣體排放。比如推重比為15～20的發(fā)動機，其渦輪前溫度可高達1900℃以上，這對高熱端部件材料的耐熱性、高溫微觀組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性、高溫力學(xué)性能、抗熱沖擊能力、抗氧化、抗燒蝕和腐蝕性能要求越來越高。傳統(tǒng)鈦合金、鎳基高溫合金是典型代表材料，但服役溫度已基本達到極限，難以滿足高性能航空發(fā)動機的高效減排需求。陶瓷基復(fù)合材料是最有希望取代高溫合金的候選材料，其可在現(xiàn)有材料耐熱基礎(chǔ)上進一步提升工作溫度400℃以上，結(jié)構(gòu)減重50%以上，能實現(xiàn)更長的使用壽命。采用纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料具有諸多優(yōu)勢：（1）輕質(zhì)，其密度為2.0～3.0g/cm3之間，約為高溫合金的1/3，可顯著降低結(jié)構(gòu)重量；（2）高溫力學(xué)性能優(yōu)異，可承受更高的工作溫度，省去冷卻氣體減少附加結(jié)構(gòu)，提高轉(zhuǎn)速，從而提升發(fā)動機效率，減少COx和NOx等有害氣體的排放；（3）高溫抗氧化、抗燒蝕/腐蝕性能突出，可延長發(fā)動機壽命和減少發(fā)動機的維護成本。在陶瓷基復(fù)合材料部件的制造上，采用CVI、PIP工藝等可獲得高純SiC基體的復(fù)合材料，但由于其部件級材料致密度低（致密度需達98%以上），不適合高溫氧化/腐蝕長時間服役環(huán)境。因此，要與其他工藝結(jié)合，比如RMI工藝，提高復(fù)合材料的基體致密度，提高材料的抗氧化和抗蠕變能力，降低工程化制造成本。作為發(fā)動機熱端部件，進一步提高燃燒環(huán)境里的耐高溫氧化和抗腐蝕性能是陶瓷基復(fù)合材料研發(fā)的一個重要內(nèi)容。

從20世紀(jì)80年代中期開始，NASA就已展開了用于航空發(fā)動機的陶瓷基復(fù)合材料高溫部件的重點研發(fā)計劃。比如美國空軍推進了10多年的“IHPTET計劃”（Integrated High Performance Turbine Engine Technology Program），其主旨就是研發(fā)高性能渦輪發(fā)動機的綜合技術(shù)，在這個計劃中，相繼研發(fā)了高溫?zé)崦芊饧u輪靜子葉片、尾噴管調(diào)節(jié)片等陶瓷基復(fù)合材料部件，并且在一些發(fā)動機測試平臺上得到了成功驗證。與采用常規(guī)的鎳基高溫合金靜子葉片相比，實現(xiàn)減重50%，冷卻氣流量降低20%。GE公司和羅羅公司聯(lián)合研制的陶瓷基復(fù)合材料低壓渦輪導(dǎo)向葉片，其使用溫度可達1200℃，而相應(yīng)的冷卻氣流量減少了50%；在歐洲，以法國和德國為代表，采用先進的陶瓷基復(fù)合材料制造技術(shù)，設(shè)計制造了陶瓷基復(fù)合材料密封調(diào)節(jié)片和燃燒室里襯，對比驗證測試結(jié)果也達到了很好的效果。這些陶瓷基復(fù)合材料發(fā)動機熱端部件的一系列成功驗證，大大促進了陶瓷基復(fù)合材料工程技術(shù)轉(zhuǎn)化和應(yīng)用技術(shù)的進步。日本政府從20世紀(jì)80年代起，制定了一些大型陶瓷基復(fù)合材料研發(fā)計劃，針對航空航天、先進核能等極端環(huán)境材料需求，大學(xué)、科研機構(gòu)和企業(yè)進行了一系列產(chǎn)學(xué)研連攜研究，開展了不同制造工藝技術(shù)和特定環(huán)境下的服役性能評價，為陶瓷復(fù)合材料的研發(fā)和應(yīng)用建立了相關(guān)的數(shù)據(jù)庫。通過一系列的產(chǎn)學(xué)研連攜研究，極大地推動了高性能SiC纖維和復(fù)合材料制造工藝的發(fā)展，一躍成為當(dāng)今世界上高性能SiC纖維的最大制造國和出口國，歐美國家所使用的高性能SiC纖維基本都依靠日本供應(yīng)。此外，類似于發(fā)動機環(huán)境，燃?xì)廨啓C也面臨著類似的需求，面臨的是高溫、高應(yīng)力和腐蝕環(huán)境以及長壽命要求，如果采用輕質(zhì)強韌和抗蠕變性能好的陶瓷基復(fù)合材料，將顯著提高燃?xì)廨啓C熱端部件的工作溫度（Turbine Inlet Temperature，TIT）、效率和壽命，而且可大幅降低噪音和廢氣（NOx/COx/SOx）排放，陶瓷基復(fù)合材料在該領(lǐng)域的應(yīng)用主要是靜態(tài)部件，包括大型燃?xì)鉁u輪機的燃燒室里襯（Combustor liner）[78-85]。早期相關(guān)的研究主要在美國和日本開展，圖19展示了一個SiCf/SiC燃燒室里襯和一個靜態(tài)的燃?xì)廨啓C的工作示意圖。

我國從20世紀(jì)90年代開始，就已開始跟蹤國際前沿技術(shù)研究動態(tài)，以西北工業(yè)大學(xué)、國防科大等為代表的單位啟動研發(fā)工作[3-7,34,47,82-83]。近些年來，在高性能纖維研發(fā)和制備工藝等方面取得了明顯進展，具備了工程化構(gòu)件研制和小批量生產(chǎn)能力，產(chǎn)業(yè)化和工程應(yīng)用水平得到顯著提升。纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料作為一種新型熱結(jié)構(gòu)材料，受目前制造工藝技術(shù)（包括纖維預(yù)制體編織和基體形成）和加工條件限制，容易在工藝過程中形成結(jié)構(gòu)缺陷和加工缺陷，這些缺陷的存在導(dǎo)致陶瓷基復(fù)合材料強度具有一定的離散性。特別是作為商用航空發(fā)動機的核心部件材料，首要考慮的就是其安全性和可靠性。目前，材料性能考核數(shù)據(jù)短缺，需要進行大量基于環(huán)境的考核驗證試驗和性能評估。尤其是作為部件級材料，這將涉及材料精密加工以及與其他部件的連接等系統(tǒng)性的裝備設(shè)計和制造能力等問題。

結(jié)束語

圖19 SiCf/SiC復(fù)合材料應(yīng)用于靜態(tài)的燃?xì)廨啓CFig.19 SiCf/SiC composites used for static gas turbine

根據(jù)目前的研究結(jié)果來看，纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料已經(jīng)取得了明顯的進展。主要應(yīng)用對象是新型飛行器熱防護系統(tǒng)、熱結(jié)構(gòu)部件、先進空間推進系統(tǒng)、空間光學(xué)望遠鏡系統(tǒng)、高性能制動系統(tǒng)和先進核能系統(tǒng)。針對不同的應(yīng)用領(lǐng)域，各個單位都開展了各有技術(shù)特色的研發(fā)，并且在實際的工程應(yīng)用中有所體現(xiàn)。特別是在商用發(fā)動機和內(nèi)燃機的高熱端部件應(yīng)用需求中，陶瓷基復(fù)合材料的特色日益突出且具有明顯的性能優(yōu)勢。針對不同的服役環(huán)境，對陶瓷基復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)設(shè)計和性能需求差異較大。特別是在一些特殊極端環(huán)境下的應(yīng)用，不僅強調(diào)單一功能，開發(fā)集結(jié)構(gòu)和功能一體化的高性能陶瓷基復(fù)合材料是一個重要發(fā)展方向。同時高性能纖維的研發(fā)和工程化應(yīng)用顯得比較迫切，包括新型界面涂層的研發(fā)。就目前而言，可以充分考慮原料的可利用性，并結(jié)合不同工藝技術(shù)路線的特色和優(yōu)勢，加強復(fù)合材料結(jié)構(gòu)設(shè)計、新工藝、新技術(shù)和新裝備的研發(fā)，以提高極端環(huán)境下陶瓷基復(fù)合材料的綜合性能。

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