连续纤维增韧陶瓷基复合材料的研究与应用.pdf

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1、9 0 0 3 牟复合材料学术耳会连续纤维增韧陶瓷基复合材料的研究与应用张立同，崴来飞，徐永东(西北工业大学超高温复合材料实验室)摘要：连续纤维增韧陶瓷基复合材料(c M c)具有类似金属的的断裂行为、对裂纹不敏感、没有灾难性损毁a 其中连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(C M C-S i C)已实甩化，其密度仅为高温合金和锟合金的1 3 1 4，钨合金的1 9 1 1 0，应用可覆盖2 8 0 0 3 0 0 0。C 瞬时寿命、2 0 0 0 2 2 0 0。C 有限寿俞和1 6 5 0。C 长寿命三类服役环境。在火箭发动机和航空发动机、空天飞行罂的防热结构，以及民用领域都有广泛的应用前景。

2、C V I 法是制造大型、薄壁、复杂的近终形构件的唯一已商业化的制造方法，目前只有法、美等少数国家掌握c v I 的工程化技术。西北工业大学超高温复合材料实验宣发展了拥有独立知识产权、可工程化制备C V I C M C S i C 构件的工艺及其设备体系。形成了四种牌号材料，研制了2 0 余种1 6 0 余件C V I C M C S i C 构件，多种构件成功通过了各种典型高温服役环境的考核，材料性能和整体研究与应用水平已跻身国际先进行列。发展C M C 的环境性能模拟技术、同质与异质连接技术是进一步挖潜C M C 应用潜力，确保使用安全性的基础。陶瓷材料的耐高温、低密度、高比强、高比模、抗

3、氧化和抗烧蚀等优异性能，使其具有接替金属作为新一代高温结构材料的潜力。而陶瓷材料的脆性大和可靠性差等致命弱点又阻碍其实用化。在发展的多种增韧途径中，连续纤维增韧陶瓷基复合材料(C F R C M C，简称C M C)更引人注目，它可以具有类似金属的断裂行为、对裂纹不敏感、没有灾难性损毁。七十年代初期法国B o r d e a u x 大学N a s l a i n 教授发明了C V I 制造连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(简称C M C-S i C)的新方法，现已发展成为工程化技术，而后美国购买了法国专利。C M C-S i C 具有高比强、高比模、耐高温、抗烧蚀、抗氧化和低密度等特点，其密

4、度2 2 5 9 cm ，仅为高温合金和铌合金的1 3 i 4，钨合金的1 9“1 1 0)。C M C S i C 主要包括碳纤维增韧碳化硅(C S i C)和碳化硅纤维增韧碳化硅(s i c s i c)两种，由于碳纤维价格便宜且容易获得，因而C S i C 成为S i C 陶瓷基复合材料研究、考核与应用的首选。C M C S i C 的应用可覆盖瞬时寿命(数十秒数百秒)、有限寿命(数十分钟数十小时)和长寿命(数百小时上千小时)三类服役环境的需求。用于瞬时寿命的固体火箭发动机，C S i C 的使用温度可达2 8 0 0 3 0 0 0。c；用于有限寿命的液体火箭发动机。C S i C 的

5、使用温度可达2 0 0 0 2 2 0 0。C；用于长寿命航空发动机，C S i C 的使用温度为1 6 5 0。C，S i C S i C 为1 4 5 0。C，提高S i C 纤维的使用温度是使S i C S i C用于1 6 5 0 0 C 的关键。由于C S i C 抗氧化性能较S i C S i C 差，国内外普遍认为，航空发动机热端部件最终获得应用的是S i C S i C。因此C M C S i C 被认为是继碳一碳复合材料(c c)之后发展的又一新型战略性材料。在3 0 0 0。C 以下，它与C C 相比，抗氧化性和抗烧蚀性更好，强度和模量更高，并具有良好的可机械加工性，因而成

6、为大幅度提高现有武器装备性能和发展未来先进武器装备的种关键材料，发达国家都在竞相发展。此外，C M C S i C 在核聚变能源、高速刹车、燃气轮机热端部件、高温气体过滤和热交换器等方面也有广泛应用潜力。蹴罗年复合材料学术牟会1G M G-S i c 的应用现状高性能动力是发展先进航空和航天器的基础。提高航空发动机的推重比和火箭发动机的冲质比是改善先进航空和航天器性能的必经之路。这些都要求不断降低发动机的结构重量(或质量)和提高发动机构件的耐温能力。因此，发展耐高温、低密度的新型超高温复合材料来接替高温合金和难熔金属材料，成为发展高性能发动机的关键和基础。国际普遍认为，C M C S i C

7、是发动机高温结构材料的技术制高点之一，可反映一个国家先进航空航天器和先进武器装备的设计和制造能力。由于其技术难度大、耗资大，目前只有法国、美国等少数国家掌握了连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的产业化技术。1 1 离推重比航空发动机领域高推重比航空发动机用高温长寿命C M C S i C 正在向实用化发展，已在多种军、民用型号发动机的中等载荷静止件上演示验证成功(见表1)，推重比9-1 0 级发动机成为C M C-S i C 的演示验证平台。美国在“I H P T E T”第二阶段计划(1 9 9 1 2 0 0 0 年)中，试验了大量c M c S i C 构件，如整体燃烧室、整体导向器、整体

8、涡轮、导向叶片、涡轮间过渡机匣、尾喷管等；在第三阶段计划中，将重点试验整体燃烧室和整体涡轮等。我国高推重比航空发动机的研制也对陶瓷基复合材料也提出了需求，C M C S i C 燃烧室浮壁模拟件和尾喷管调节片构件己分别在发动机试验台和发动机上成功地进行了初步验证。表1C M C 在航空发动机上的演示验证情况飞机型号发动机型号推重比应用部位和效果F 2 2 F 1 1 9(美)1 0矢量喷臂采用c 啦(内壁扳)和啦台金(外壁扳)的复合结构代鲁高温合金有效减重，从而解决飞机重心后移向量。R F 2 0 0 0 E J 2 0 0(欧)1 0C I-$i C 燃烧室、火焰稳定嚣和尾喷瞥调节片分刷通过

9、了军用发动机试验台、军用验证发动机的严格审定证明在高温高压燃气下来受掼伤。阵风鹏8 一I I I(法)9 1 0c 峨一S i C 作尾睛臂调节片试验成功F l l 8 F F 4 1 4(美)9 1 0成功地应用了C M C S i C 燃烧窒B 7 7 7 T r e n d(港达)8 0 0民用o l c s i c 作扇形涡轮外环试验成功表明太幅度节省冷却气量、提离工作温度、降低结构(美英)重量并提高使用寿命。1 2 先进火箭发动机领域先进火箭发动机需要瞬时寿命和有限寿命的陶瓷基复合材料。发达国家在八十年代开始探索使用C S i C代替铌合金作卫星用姿控、轨控液体火箭发动机的燃烧室一喷

10、管，近年来陆续进行了地面试车，并进入实用阶段。使用c s i c 燃烧室一喷管已经成为高性能火箭发动机性能水平的标志，可以降低燃烧室一喷管结构质量数倍，并大量节省推进剂，从而提高冲质比，增加卫星的有效载荷和延长在空间的工作寿命，还可减少冷却用燃料排放对环境的污染。我国卫星姿控发动机全尺寸C S i C 燃烧室一喷管已经在2 0 0 2 年1 1 月2 12嬲车复合材料学术牟会日成功通过高空台架试车。此外，国际上在大型运载火箭扩张段、各类导弹发动机部件、航天飞机的头部和机翼前缘等也用C S i C 制造，我国相关的研究已经起步。2 我国c V|-C M C-S i c 制造技术的研究进展C M

11、C-S i C 的毒4 造方法有反应烧结(R B)，热压烧结(I 黔，前驱体浸渍热解(P I P)，反应性熔体渗透(H I)、化学气相渗透(C V I)，以及C V I-P I P、C V l R M I 和P I P-H P 等。C V I(C h e m i c a lV a p o rI n f i l t r a t i o n)是目前唯一已商业化的制造方法，其适应性强，原理上适用于所有无机非金属材料，可制造多维编织体复合材料的界面层、基体和表面涂层。C V I 必须使气相反应物渗透到纤维预制体的每一根单丝纤维上，而单丝的最小间距仅为1 左右，因此C V I 过程的控制比C V D 困

12、难得多。与其他成型方法相比，C V l 法制造C M C 具有制各温度低(1 0 0 0 C)，气相渗透能力强，便于制造大型、薄壁、复杂的近终形构件，能对基体、界面和表面层进行微观尺度的化学成分与结构设计。C V I 法的主要缺点是工艺控制难度大，法国从发明C V I 法制造C M C S i C 到形成规模生产花费了近二十年，其它国家虽然也对C V I 法制备C M C S i C 进行了不少研究。但是均未形成商品化技术。C V I 法生产周期比较长，因而一般认为成本高，排放的尾气产物复杂并有污染性，目前国际市场上还没有适用的定型C V I 设备出售。如何结合国情解决上述问题是我国发展C V

13、 I 技术的研究方向。西北工业大学超高温复合材料实验室经过近七年的努力，自行研制成功拥有独立知识产权的C V I 法制各C M C S i C 的工艺及其设备体系，C V I C M C S i C 的整体研究水平己跻身国际先进行列。主要体现：(1)建立了C V I-(M C-S i C 的制造技术平台。形成独立知识产权的c v I C M C S i C 制造技术和专用设备的核心技术体系，并具备批量制备大型和复杂构件的能力。已获得的5 项国家发明专利内容包括实时变量控制的C V l 技术、C V I-I I I 致密化技术、先驱体自动供给与监控技术和符合环保要求的尾气处理技术等。经过2 0

14、余种1 6 0 余件构件和3 0 0 0 余件各种类型试件的制备考核，证明工艺稳定可靠，为我国C V I C M C S i C的产业化发展奠定了坚实基础。(2)c y I _ c l 女c-S i C 的全面性能居国际领先水平(见表6 和表7)。(3)形成了构件的应用考核技术平台。多种构件通过了规定条件的考核，大大缩短了我国与发达国家的差距，为C V I C M C S i C 在航空、航天、兵器和民用等领域的应用提供了依据。实践表明，C V I 法制造C M C-S i C 的工艺流程简单，所用设备单一，因而工艺可设计性和可控性强，产品质量容易保证。德国c、r I-P I P 法制备C M

15、 C S i C 的全周期为8 个月，我国C V I-C M C S i C 构件的全生产周期为3 0 0 3 5 0 小时，仅为德国c v I P I P 法全周期的1 1 6 1 2 0：我C V I 法制造C M C S i C 构件的价格比国际低1 3 以上，预计产业化后制造成本会与其它传统高温材料构件持平，可以解决用不起的润题。2 1O V I-C M C-S i 0 工艺控制中的几个问题2 1 1 致密度对C V I C M C S i C 性能的影响C V I 工艺参数的优化目标是提高致密度、致密化速度和密度均匀性，而致密度是C V I C M C-S i C 性能的决定性影响因

16、素。表2 是致密度对C S i C 性能的影响，图1 是致密度对c s i c 断裂应力应变曲线的影响。可以看出，致密度增加，材料的弯曲强度、断裂韧性和断裂功均有明显增加；致密度增加，基体与纤维之间的载荷传递效果提高，纤维的增韧补强作用得以充分发挥：致密度增加，复合材料应力一位移中线弹性阶段的斜率增大，弹性模量增加。低致密度的复合材料断裂以纤维束拔出为主，应力一位移曲线表现为经过最大载荷后载荷下降很快；当致密度高时，基体与纤维之间的载荷传递效果好，以纤维单丝拔出为主，纤维的拔出阻力大，复合材料的强度高，经最大载荷后载荷下降慢，此时增韧效果好。39 0 0 3 年复合材料学术年会表2 复合材料致

17、密度对C V I-(3 S i C 复合材料性能的影响m#，o曲1 不同密度C V I-C S i C 的应力一位移曲线2 1 2C V I 工艺因素与非工艺参数对C V I -C M C S i C 性能的影响C V I 过程中，H z 的流量与w r s(三氯甲基硅烷)的流量之比大于1 0(q 咖”1 0)是获得化学计量s i c 基体的必要条件。工艺因素对C V l 过程的影响见表3。将无法用工艺参数表达的物理和化学因素归纳为物理场和化学场的影响。衰3 工艺因素对O V l-s i c-o w M)致密化过程的影响、_ 奎些竺数密度p致密化蛳藩避率i工艺魏卜温度T反比正比反比压力P反比正

18、比反比反比正比反比啦漶h H(t l J 忡l O)反比正比反比 r 流m。(与P 相关)反比正比反比M T S 流m ms(与m 相关)(1)非正常物理场的影响非正常物理场对C V I 过程的致密度和致密化速度的影响很大。表4 是非正常物理场对c s i c 致密度和孔隙率的影响，图2 是非正常物理场对C S i C 断裂应力应变的影响。由于非正常物理场严重阻碍了致密化过程的进行，使得S i C 不易向纤维预制体内部的孔隙中渗透沉积，c s i C 的密度低，孔隙率高，因而断裂应变很小，断裂功很低。4嬲年复合材料学术年会表4 物理场对C S i 0 密度和孔隙率的影响2 0 h3 0 h2

19、0 h3 0 h图2 曲理蚜对C S i C 断裂应力应变曲线的影响(2)化学场对C V I S i C C M C 的影响在C V I 过程中，化学场对纤维结构、性能和P y c(熟解碳)界面层结构和形貌影响很大，因而显著影响了C S i C 的性能，表5 是两种不同化学场条件下碳纤维结构、性能和重量的变化：图3 是化学场雷一美卷钟田3 化学场对C S i C 断裂应力应变曲线的影响对c s i c 断裂应力一应变曲线的影响。在不合理化学场下，沉积的P y C 界面层不致密、不均匀且表面粗糙，从而失去了界面层的功能；而且纤维表面受到严重损伤，这种损伤发生在活性部位，而不是均匀发生在纤维表面，

20、使c s i c 的强度低，韧性差，成为C V I 过程的控制因素。5们蛐仰卸们蛐呻鲫。口一R嚣苷2 0 0 3 年复合材料学术年会表5 两种化学场下处理碳纤维的结果对比化学场重量损失性能和结构A17 7表面光滑，柔韧性好，强度高B39 6轴向有裂纹，易折断，强度低2 2C V I C M C S i cC M I C M C S i C 的性能与微结构特征2 2 1 应力应变特征图4 是C S i C 复合材料和带缺口S i C S i C 复合材料的典型弯曲应力一位移曲线。可以看出，它们都具有类似金属的韧性断裂特征，对缺口不敏感。S i C S i C 比C S i C 具有更高的断裂应变

21、，因而具有更高的使用可靠性。一B o o|萤。D i s p l a c e m e n t r a mD i s p l a c e m e n t 1 1 1 m圈4C S i C 和有缺nS i C S i C 的典型弯曲应力一位移曲线2 2 2 氧化特征图5 是在不同温度下氧化5 小时后C S i C 和有涂层C S i C 的氧化特征曲线。可以看出，由于碳纤维与S i C 基体热膨胀失配引起的基体裂纹，使C S i C 在7 0 0。C 左右的低温下更容易氧化，因而C S i c 的氧化对温度梯度非常敏感。图6 是氧化2 0 小时后温度梯度对C S i C 抗氧化性的影响。图6 表明

22、，采用陶瓷涂层虽然可以改善C S i C 高温防氧化性能，但不能有效提高低温抗氧化性能；采用玻璃封填虽然可以提高低温抗氧化性能，但恶化了高温抗氧化性能。采用玻璃封填和陶瓷涂层相结合的方法，可以大幅度降低C S i C 抗氧化性能对温度梯度的敏感性，实现全温度范围的防氧化。与C S i C 相比，S i C 纤维与S i C 基体之间具有良好的热膨胀匹配，S i c s i c 具翥良好的抗氧化性能，特别是在燃气环境下。但由于S i C S i C 的界面层也是P y C，因此长寿命S i c S i C 仍然需簧防氧化涂层。0-12-3-404 0 08 0 01 2 0 01 4 0 0T

23、e m p e r a t u r e。C田5 在不同温度下氧化5 小时后c s i c 复合材料的氧化特征曲线6一)如g号_矗一事2 嬲耳复合材料学术年会D i s t a n c ef r o mt h es p e c i m e ne n d(n a n)A：c，S i C+S c a l c n tBC，s 1 C+S Z r+S e a l 蛐tC：c，S i C+S i Z a-田6 氧化2 0 小时后疆廑梯度对C Y S i C 抗氧化性曲影响O卯1 0 D脚卸l h a w l s i c k l e s田7 燃气下1 0 0 一1 3 0 0 9 c 热震次数对C S i

24、C 强度报失的影响2 2 3 抗热震性图7 是燃气下1 0 0-1 3 0 0。C 热震循环次数对C S i C 强度的影响。可以看出，热震1 0 0 次后c s i c 的强度下降不明显，而且主要发生在热震5 0 次以前。表明c s i c 具有非常优异的抗熟震疲劳性能，这从根本上改变了陶瓷材料抗熟震性能差的弱点。2 2 4 抗烧蚀性C S i C 不仅是一种新型热结构材料和摩擦材料，也是一种优良的抗烧蚀材料。图8 是几种烧蚀材料的抗烧蚀性能。不难发现，在2 8 0 0 9 c 的氧一乙炔焰条件下C S i C 的抗烧蚀性能比c c 更优异，因为烧蚀过程是冲刷、挥发与氧化的综合作用结果。2

25、2 5C V I C M C-S i C 的微结构特征C S i C 和S i C S i C 复合材料主要有三个显微结构形单元，前者分别燕麟纤维、P y C 界面层和C V IS i C 基体(图9 A)，后者分别是碳化硅纤维、P y C 界面层和C V IS i C 基体(圈)，其中P y C 界面层对C S i C 和S i C S i C的力学性能至关重要。由图9 看出，两种材料的P y C 界面瘿厚靡约为0 2 嘘右，而且均匀而光滑。由子P y C 界面层实现了纤维与基体间的适当弱结合，承载过程中基体主裂纹沿界面扩展，使纤维断裂后出现脱粘和拔出。大量纤维的脱粘和拔出延缓了裂纹扩展，使

26、C V I C M C S i C 具有很高的断裂功和较高的断裂应变，从而具有类似金属的断裂行为。纤维的拔出有纤维丝拔出和纤维束拔出两种，见图1 0。7 u o v鲫伽抛咖啪鲫枷抛o日苫v暑“口目I|4jQ1d嬲年复合材料学术年会O 403 50302 50 20 1 50 10 0 5O02 04 06 0囤8 几种典型高温材料在氯一乙炔焰中的烧佳失壁对比圈9c v I C M C-S i C 复合材抖的显镟结构A：纤维柬的拔出图1 0s i c s i c 的斯口彤貌8歌箭渊CB：纤维的拔出o：口蝎8事三叠o黝磐年复合材料学术年会C V I C M C S i C 的界面结合强度与界面层材

27、料、结构与厚度有关，而界面结合强度直接影响C V I S i C C M C的性能。界面结合强度越高，C V I C M C S i C 的强度越高，但韧性越差。反之则强度越低，韧性越高。因此，合理控制界面结合强度是实现增韧补强的关键。2 3 材料性能发展了四种牌号的C V I-C M C-S i C，性能见表6。与国际水平的比较见表7。目前尚未见到国际上对C V I C M C S i C 性能有全面系统的报道。我超高温复合材料实验室C V I C M C S i C 的迅速发展也引起国际同行的极大关注，并予以高度评价，C V I c M c S i C 的发明者N a s l a i n

28、教授来函说：“你们实验室在该领域是国际先进的实验室之”。2 4 应用考核目前已成功研制了2 0 余种1 6 0 余件C V I C I V I C S i C 构件，成功地通过了环境考核，其中C M C-S i C 浮壁瓦片模拟件和调节片通过了航空发动机环境的考核，液体火箭发动机全尺寸C S i C 喷管通过了高空台试车，C S i C 固体火箭发动机衬管通过了无控飞行考核。3 发展趋势31C M C-S i c 陶瓷基复合材料应用中的基础问题随着C M C 应用领域不断扩大，应用中暴薅的基础问题极待解决。如C M C-S i C 的服役环境差异很大，完全依靠构件的环境试验来评价材料已难以满足

29、材料发展的需求。发展材料的环境性能实验模拟和数值模拟理论和技术对于高风险的航天航空材料更为迫切，因为在极其复杂而恶劣服役环境下材料的损伤或破坏，都有可能导致机毁人亡的恶性事故。又如C M C-S i C 构件在实际应用中都会涉及到与其他热结构件的连接问题，可能是化学连接，也可能是物理连接或机械连接。相关基础涉及到C M C S i C 新型复合材料的连接界面及其在服役中的演变。3 1 1 环境性能模拟的研究长期以来，航空航天材料的环境性能考核主要是以大型地面模拟试验、地面试车、飞行试验等为主，实验对象包括缩比件、全尺寸构件和整机，这不仅十分昂贵，而且由于无法获得环境与材料相互作用过程和材料演变

30、过程的信息，更不能得知演变过程的控制因素，因此这类实验手段用于材料研究只能回答材料“行“或不行”的问题，而不能回答“为什么”和“如何改进材料”这一本质问题。因此发展科学简易的材料环境性能模拟手段来替代或部分替代构件的直接环境考核，是项十分迫切和重要的工作。C M C 是一类新型高温材料，人们对其认识还在不断深化。C M C 是由基体、界面和纤维组成，其微结构具有非均质、不连续等特征，从而存在一定空隙率，存在基体、界面与纤维之间的热膨胀不匹配，以及在基体中会出现微裂纹等，这些本征缺陷使复合材料对应用环境比较敏感，不断认识和掌握其环境性能规律十分必要。c s i c 可以覆盖1 6 5 0。C 以

31、下长寿命、2 2 0 0。C 以下有限寿命和2 2 0 04 C 2 8 0 0 C 瞬时寿命的应用，C S i的环境模拟不仅内容广泛，而且是一项长期、艰巨和复杂的基础研究课题。目前发展的环境模拟理论和方法还难以满足对材料的客观模拟的需求，各国在相关的重大材料研究计划中都不忘材料的环境性能模拟。如1 9 9 0 年开始的德法联合研究项目“天地往返运输系统的高温问题”，重点研究了飞行器再入过程中材料与环境的相互作用。N A S AL e w i s 研究中心1 9 8 7 年制定的高温发动机材料计划(H I T E M P)、美国1 9 8 8 年制定的飞机用复合材料计划、1 9 9 0 年N

32、A S A、D O E 和D o D 联合制定的先进热9黝够年复合材料学术年会机陶瓷技术和日本1 9 9 3 年制定的未来汽轮发电机的先进材料计划(A M G)等都不约而同地将环境模拟方法材料环境性能表征和数据库等列为其重要内容。表6 四种C V I S i C-C M C 复台材料的性能材料牌号性能指标3 0 S C 一13 D S C 一23 璐S l2 D S C 一2o，”=4 4 9 擗ao，”7 0 0 肝a一=9 9 1 口ad，=4 8 5 肝a强o 一”=3 9 9 盱a口F 13。=6 2 9 t _ P aa f l 瑚=1 0 0 9 盱ao f 帅=“7 肝ao f

33、眦=蛆9 肝a“晰=3 2 0 V a o a力(T“=2 1 5 肝a西”=3 1 0 M P a西“=5 5 1 肝a卉”=3 0 0 肝ao T 瑚=4 8 1 肝a度0 1 啪=3 3 3 肝a仉”=4 0 9 肿a学，=3 0 肝a一=4 5 肿8，=6 75 肝a，=2 9 I 肝aT=4 2 肝a韧K,c n=1 9 2 U P a 一2K，=2 0 肝a m l K I c l 瑚=2 2 1 5 肝a m 2岛，=3 02 肝a m 1 性K r c 枷=1 9 5 l 肝am 12性W=3 34 k Jm 1W=1 4 S k i i W=4 5O k J a I _=6

34、15k J i 2a E=3 60k Jm 持1 3 0 0 0 C+1 4 5 I 舻81 3 0 0。C+2 6 0 _ 驴a能持久寿命77 l l持久寿命4 2 h久1 3 0 0。C+2 5 0 盱a，蠕变速率1 3 0 0 0 C，7 5 肝a蠕1 3 0 0 0 C+1 0 3 1 口a，蠕变速辛I 4 9 x 1 0-4 h 蠕变速率8O x l O h变r 5 6)8 5 强度保持率 9 0 氧空气介质1 5 0 0。c 氧化1 5 0 小时，强空气舟质1 5 0 0。C，氧化1 5 0 小时，境化度保持率 8 5 强度保持率 8 5 性抗燃气介质1 3 0 0。C 9 0 热

35、震1 0 0 次，震强度保持率 9 0 能热1 0 0 0 C：14 2 x 1 0 K(纵)1 0 0 0 C热膨16 8 X 1 0 饥(横)I O O=C：3 7 9 x 1 圹K09 3 2 x 1 0 1 K1 3 0 0。C：22 9 X 1 0 1 K(纵)物胀1 3 0 0：59 9 0 x i 0 1 K1 3 0 0。C 28 1 0 x 1 0 1 K7 7 2 x 1 0 K(横)理热R T：32 3 4 1 0 c f f sR T：50 2 3 1 0 7R T：23 2 4 X 1 0 性扩1 3 2 5 C：1 53 9 1 0 21 3 4 9 0 C：20

36、7 0 1 0 21 3 4 9。C：1 2 7 0 1 0 _。散能密度20 5g c m 32 lg c 一2 5g c m 52 l g c m、3 D 和2 D 分别代表三维四向纤维预制体和二维纤维预制体：s C 和s s 分别代表C S i C 和S i C S i Cl O嬲年复合材料学术年会表7 我国制造的C V 一删o-s i c 与国际水平的比较研制单位法国日本德国日本中国S E PT o s h i b aM A NK y o t o西北工大学制造技术I C V l删IF c V lC V I+P I PI 叫I涂材料体系2 1)-S C2 D _ S Sl D _ S S

37、2 n S C2 D _ S S2 _ S S3 D-s C3 D _ S S抗拉强度，弧R T4 2 31 7 85 5 62 7 0 3 3 03 0 0 3 5 03 5 03 2 35 5 11 3 0 0 0 C4 2 0弯曲强度，肝aR T4 5 42 5 94 5 0 5 0 05 0 0 T 6 0 06 2 0 7 0 09 9 11 3 0 0。C4 5 00 2 99 9 55 1 0(a i r)剪切强度，E D a2 64 5 5 56 5 7 54 56 75断裂韧性咿a m。22 5 3 02 51 9 2 03 0断裂功，k Jm 21 01 4 84 58冲击

38、韧性，k J i 26 1 53 66 0 H z R=0 1 2 8 5循环基鼓1 0 0 万次，1 3 0 0。c疲劳极限肝a1 3 0 0。C+2 9 0 盱aI5 3蠕变速率，I hx 1 0。国际测试的均为l D 和2 D 编织臣台材料的性能数据，西工太测试的是3 D 编制复合书料数据，材料的环境性能模拟研究应包括环境模拟理论、实验模拟技术和数值模拟技术。环境模拟理论中，相似性理论是进行环境模拟实验的理论依据，加速试验理论是对结果进行外推与预测的基础；实验模拟技术应包括寻找环境控制因素和建立环境模拟系统两部分。数值模拟是建立在实验模拟基础上，最终目标应成为材料虚拟设计中环境性能考核的

39、数值模拟平台。材料的环境性能模拟中，环境因素的确定十分蘑要。但是考虑所有环境因素既不可能也没有必要，寻找和掌握对材料性能有显著影响的环境控制因素是实验模拟的基础，可达到等效模拟目的。如对于航空发动机环境，其环境控制因素可分为热物理化学环境因素(燃气温度、氧分压、水分压、腐蚀剂浓度)和复杂应力环境因素(蠕变、机械疲劳和熟震疲劳)。对于航天器的再入大气层环境，其控制因素主要是超高温、氧化和气流高速冲刷。目前，国内外大i-F 作主要集中在寻找环境控制因素。对单一环境因素的影响已有较多的了解，对两因素耦合的影响也有一定了解，而对多因素耦合的影响却了解很少。近期的研究表明C S i C在多因素耦合环境中

40、具有不同于单因素环境和两因素耦合环境中的性能演变规律；同时发现不同温度范围内控制C S i C 性能演变的环境气氛不同。因此，寻找环境控制因素时，还需要确定控制因素之间的相互影响及其权重。建立环境模拟系统是完成上述工作的基础。一套完备的环境模拟系统应该包括单因素环境试验设备和多因素耦合环境试验设备，前者是基础而后者是核心。根据模拟的环境不同，多因素耦合的环境性能试验设备系统可能需要包含多个子设备。如西工大超高温复合材料实验室最近研制的航空发动机环境性能的模拟平台包括了等效模拟系统和风洞模拟系统两部分，可以完成热物理化学环境与复杂应力环境、热震环境和风洞环境的耦合试验。3 1 2C M C S

41、i C 的同质和异质连接技术基础C M C S i C 构件的应用面l 临着自身材料构件之间的同质连接和与金属构件的异质连接等两个方面的问题，嬲年复合材料学术年会因此连接是C M C S i C 应用的关键技术之一，也是目前国内外研究的热点和难点，这里包含着许多基础课题和技术问题。C S i C 的连接不仅要兼顾S i C 陶瓷的特点，还要考虑与C 纤维的相容性。如S i C 熔点高使熔焊困难，陶瓷电绝缘性使之不能用电弧或电阻焊，S i C 陶瓷的固有脆性使之无法承受焊接产生的大热应力、无法采用大压力的固相连接，陶瓷的化学惰性使之因不易润湿丽造成钎焊困难等等；同时要避免造成C 纤维损伤及复合材

42、料性能降低等。因此，可用于c S i C 连接的方法有粘接、机械连接和焊接。用树脂类粘结剂的致命缺点是接头一般只能在常温下使用；用机械连接鉴于C S i C 的层间强度低、抗撞击能力差，一般用压铆。虽然机械连接的质量易控制、强度分散性小、便于装卸，但金属连接件增加了整个构件的重量，同时削弱构件的结构强度。这往往通过增加构件尺寸来弥补强度损失，必然更削弱了C S i C 低密度的优越性。为防止电偶腐蚀，一般选用与之电位接近的金属材料用作连接，如钛及其合金、耐蚀不锈钢和蒙乃尔合金等。焊接被认为适宜作为C S i C 的连接方法。其中，微波焊接及无压固相反应焊接不适用来连接高熔点且有较多孔隙的C S

43、 i C 复合材料：原位或自蔓延合成焊接法需施加较大压力而降低c S i C 的性能：目前研究较多的是用金属或玻璃钎料的钎焊，钎焊接头的使用温度般在5 0 0 C 以下，玻璃钎料高温分解使得接头部位存在有许多气孔而降低了焊接性能，而且接头强度一般不高。意大利的M S a l v o 等人以s i 为钎料在1 4 1 0 对C S i C 进行钎焊，其接头强度仅为7 M P a。从上述连接方法的分析不难看出，目前还没有适合C M C 构件的钎焊方法。西工大在充分考虑到C S i C复合材料具有孔隙率及其在C V I 制备过程中随沉积时间增加而减少这一特点，发展了“在线液相渗透连接”的新方法，即在

44、C S i C 构件的制各过程中完成连接，以最大限度降低连接过程对材料的损伤。在线液相渗透钎焊方法是在C S i C 复合材料制备过程中控制其孔隙率，采用一种满足高温使用需求并具有一定耐蚀性的合金作为钎焊料，在一定温度及压力下使钎焊料熔化并渗入复合材料的孔隙中。钎焊料的渗入在复合材料中形成树根状咬合结构，使得连接剂与复合材料间的接触面大幅度增加，从而提高连接强度和接头的可靠性。连接后再继续C M C 的C V I 致密化过程直至完成，可同时为连接区域提供防氧化涂层。这种在线连接方法具有材料制造与连接一体化、物理结合能力强、结合应力低、高温性能好、工艺时间短等优点。C S i C 与金属的连接强

45、度高于I O O M P a、使用温度高达1 0 0 0 X：、抗氧化和抗熟震性能好，是一种有望获得应用的C M C 连接方法，也是连接方法发展的趋势。3 2 氧化物纤维增韧氧化物陶瓷基复合材料随着C M C-S i C 复合材料应用的进展，对氧化物氧化物复合材料的研究一直未中断，人们期望获得抗氧化性能更好的复合材料。氧化物氧化物陶瓷基复合材料的研究主要集中在下列三方面：即高温氧化物纤维，复合材料制备技术，复合材料的界面层。其中氧化物纤维更是发展氧化物氧化物的前提和基础，研究焦点是如何提高氧化物纤维的高温性能稳定性，特别是高温抗蠕变性。荚国研究表明，N e x t e l7 2 0(5 5 针

46、状莫来石一4 5 刚玉)纤维在4 0 k s i 应力下，l i 0 0，i 0 0 0 小时的蠕变率达1，故认为可以在1 i 0 0 长时间工作。在有限和瞬时寿命条件下的工作温度依次提高，N e x t e l7 2 0 被认为是目前高温性能最好的氧化物纤维之一。A 1。0。一Y A G 共晶纤维有更好的室温和高温性能，目前还没有商品化。发展低成本、近终形复合材料构件制造技术仍然是热点，对树脂转移模法(R e s i nt r a n s f e r m o d e l i n g)、压力辅助浸渗热介法(P r e s s u r ea s s i s t e di n f i l t r

47、a t i o n I m m e r s i o n-P y r o l y s i s)的研究比较多，c v I 法也开始受到关注。但是，这些方法目前还没有发展成商业化技术。氧化物氧化物陶1 2嬲车复合材料学术耳套瓷基复合材料的界面问题与C M C S i C 的同样重要，但是氧化物基体与氧化物纤维界面设计与制造的难度更大，原因是氧化物之间形成强界面的倾向更大。有发展潜力的界面材料有逸出型界面如C V I P y C、不润湿氧化物界面(E r T a 0 4、C A W 0 4 和L A P 0 4)和层状氧化物界面(如芦-A 1 2 0 3、C a A l l 2 0 1 9、K C a

48、 2 N b 3 0 1 0 和B a N d 2 T i 3 0 1 0)，后两者虽然抗氧化性好，但是目前可用的s o l-g e l 法难以获得优质界面层。4 结论1 连续纤维增韧碳化陶瓷基复合材料(C M C S i C)具有类似金属的断裂行为，对裂纹不敏感，不会发生灾难性破坏。其耐高温和低密度特性，使其成为发展先进航空发动机、火箭发动机和空天飞行器防熟结构的关键材料。2 C V I 法是制造大型、薄壁、复杂C M C S i C 构件的主要方法，也是唯一已商品化的方法，可以在微规尺度上设计和制备复合材料的基体、界面层和表面防护涂层。实施变工艺参数控制可获得制各周期短、密度高、致密化速率

49、高和密度梯度小的复合材料，成为国际上第三个掌握C V I 法批量制各构件技术的国家。3 我国己形成具有独立知识产权的C M C S i C 制造技术和设备体系，发展了四种牌号的C M C S i C，并具有制备大型、薄壁、复杂构件的能力，多种构件通过了发动机环境的考核，材料性能和整体研究水平跻身国际先进行列，4，C M C 应用中的基础问题成为挖潜其应用潜力的瓶颈，发展材料环境性能的实验模拟和数值模拟，发展C M C 构件与其他热结构件的在线连接技术是目前值得关注的动向。5 人们一直未放弃对氧化物氧化物陶瓷基复合材料的探索，发展高性能氧化物纤维、界面材料和近终形构件的制造技术仍为主攻方向。参考

50、资料：【l】I 成功等，航空航天材辩，田舫工业出版社2 0 0 2 年【2】2 张立同等，航空制造技术，N o1 2 0 0 3 1【3】E v a n s GJA mC e r a 血S o c 7 3：1 8 7(1 9 9 0)【4】N a s l a i nRK e yE n g M a t e r，1 6 4 1 6 5：3-6(1 9 9 8)5】G o l e c k iIH a n i g o f s k yJ GB F r e e m a n e ta 1 J C e r a mS o c R 2 0：3 7 1 2 4(1 9 9 7)f 6】L a k e yJ，H a