陳明偉，謝巍杰，邱海鵬

?

連續(xù)碳化硅纖維增強碳化硅陶瓷基復合材料研究進展

陳明偉，謝巍杰，邱海鵬

中航復合材料有限責任公司，北京101300

碳化硅纖維增強碳化硅陶瓷基 (SiC/SiC) 復合材料具有輕質(zhì)、耐高溫、抗氧化的優(yōu)異特性，在航空領域，如航空發(fā)動機的熱端構件、高溫結構功能一體化構件，航天及空天飛行器熱防護結構部件、動力系統(tǒng)熱端部件等領域具有廣泛的應用前景，受到美國、歐洲、日本等國研究人員的廣泛關注。本文從組成、制備工藝、加工工藝和考核應用等方面，綜述了SiC/SiC復合材料的國內(nèi)外研究進展，并指出了目前面臨的問題和機遇。

SiC/SiC復合材料；耐高溫；抗氧化；熱端構件

連續(xù)碳化硅纖維增強碳化硅陶瓷基復合材料 (SiC/SiC復合材料) 是指在SiC陶瓷基體中引入SiC纖維作為增強相，進而形成以SiC纖維為增強相和分散相、以SiC陶瓷為基體相和連續(xù)相的復合材料。SiC/SiC復合材料的結構和組分特征決定了該類材料繼承保留了碳化硅陶瓷材料耐高溫、抗氧化、耐磨耗、耐腐蝕等優(yōu)點，同時通過發(fā)揮SiC纖維增強增韌機理，克服了材料固有的韌性差和抗外部沖擊載荷性能差的先天缺陷[1-10]。

SiC/SiC復合材料綜合性能優(yōu)異，在航空、航天、核能等領域具有廣泛的應用前景，特別是在航空發(fā)動機燃燒室內(nèi)襯、燃燒室筒、噴口導流葉片、機翼前緣、渦輪葉片和渦輪殼環(huán)等熱端部位。

本文首先從結構上介紹SiC/SiC復合材料的三個組成部分，即SiC增強纖維、界面層和SiC陶瓷基體，進而從制備工藝、加工工藝、考核應用以及面臨的問題和機遇等方面闡述SiC/SiC復合材料的研究進展。

1 SiC纖維

SiC纖維是繼C纖維之后發(fā)展迅速的一種極具潛力的高性能纖維制品，具有優(yōu)異的力學性能、抗氧化性能、高溫穩(wěn)定性以及與金屬和陶瓷基體之間良好的物理化學相容性，是目前高溫復合材料常用的增強增韌材料。

目前SiC纖維的研發(fā)主要采用先驅(qū)體轉(zhuǎn)化法。日本學者Yajima教授于20世紀70年代末率先采用該工藝成功研制出連續(xù)SiC纖維[11]，為SiC纖維的工業(yè)化生產(chǎn)奠定了技術基礎。按照工藝流程，先驅(qū)體轉(zhuǎn)化技術主要包括聚合物SiC陶瓷先驅(qū)體的合成、先驅(qū)體的熔融紡絲、原纖維的不熔化處理和不熔化纖維的高溫燒成等步驟[12-14]。

1.1碳化硅纖維的分類

目前國際上SiC纖維的生產(chǎn)企業(yè)主要集中在日本，包括日本碳公司 (Nippon Carbon) 和日本宇部公司 (Ube Industries)。

根據(jù)結構組成和性能，SiC纖維主要分為三代。

第一代為高氧高碳SiC纖維，工業(yè)化產(chǎn)品以Nippon Carbon 公司的Nicalon 200纖維和Ube Industries 公司的Tyranno LOX-M纖維為代表。一代SiC纖維氧含量在10 wt% 以上，纖維含有部分SiCXOY相和游離碳。在惰性氣氛中較高溫度 (高于1200°C) 下，該纖維內(nèi)部的SiCXOY相會發(fā)生分解反應，并伴隨SiC晶粒的粗化，纖維內(nèi)部產(chǎn)生大量孔洞和裂紋等缺陷，導致纖維力學性能急劇下降。在氧化氣氛中，SiCXOY相分解的同時，纖維表面開始氧化，生成的SiO2和逸出的CO導致部分孔洞的形成，嚴重影響纖維的力學性能。在氧化溫度為1200°C時，纖維性能變得非常差，難以作為復合材料的增強纖維使用[15-17]。

第二代為低氧、高碳含量SiC 纖維，工業(yè)化產(chǎn)品以Nippon Carbon 公司的Hi-Nicalon 纖維和Ube Industries 公司的Tyranno LOX-E纖維、Tyranno ZM纖維和Tyranno ZE纖維為代表[18-20]?；谝淮w維中高氧高碳結構對熱力學穩(wěn)定性的影響，研究人員采用電子輻照等技術改進了不熔化處理工序，大幅降低了交聯(lián)過程中氧元素的引入。相比于第一代Nicalon型SiC纖維，Hi-Nicalon纖維氧含量很低，無SiCXOY相存在，但是依舊富碳，主要由β-SiC、無定型SiC以及游離碳相組成，提升了材料的高溫穩(wěn)定性。

第三代為近化學計量比SiC 纖維，工業(yè)化產(chǎn)品以Nippon Carbon 公司的Hi-Nicalon S纖維、Ube Industries公司的Tyranno SA纖維和美國Dow Corning 公司的Sylramic 纖維等為代表[21-26]?；诘诙w維游離碳較多對纖維高溫氧化氣氛中穩(wěn)定性的影響，Nippon Carbon 公司在Hi-Nicalon纖維的基礎上進一步降低游離碳含量，研制成功接近SiC 化學計量比的第三代SiC纖維，即Hi-Nicalon S纖維。該纖維主要組成為晶粒尺寸為亞微米級的β-SiC晶粒，此外包含少量游離碳和痕量氧。近化學計量比的組成形態(tài)顯著提升了SiC纖維的模量，同時纖維晶間相含量的降低則明顯改善了材料的抗蠕變性能。以Hi-Nicalon S纖維為代表的第三代SiC纖維具有優(yōu)異抗氧化性能和抗蠕變性能，顯著拓寬了其在航空航天熱端構件領域的應用。

1.2碳化硅纖維的國內(nèi)外研究現(xiàn)狀

日本Nippon Carbon公司和Ube Industries公司是國際市場最主要的SiC纖維生產(chǎn)廠家，總產(chǎn)量占到全球的80% 左右。目前第一代、第二代和第三代SiC纖維均實現(xiàn)了工業(yè)化生產(chǎn)，其中Nippon Carbon公司的純SiC纖維 (牌號Nicalon) 和Ube Industries公司的含鈦、含鋯、含鋁等類型的SiC纖維 (牌號Tyranno) 產(chǎn)量均達到100噸級，且基本保持穩(wěn)定。

據(jù)報道，美國Dow?Corning公司研制成功含硼的SiC纖維，牌號為Sylramic，目前該技術已轉(zhuǎn)給美國COI陶瓷公司，產(chǎn)量不詳。德國Bayer AG 公司通過聚硼硅氮烷聚合物先驅(qū)體的熱分解反應制備了SiBN3C 纖維，尚未有工業(yè)化生產(chǎn)的報道。

國內(nèi)SiC纖維產(chǎn)業(yè)化發(fā)展主要包括“十一五”和“十二五”兩個五年計劃，研制單位主要包括國防科技大學、廈門大學 (含火炬電子科技股份有限公司) 和蘇州賽力菲陶纖有限公司。在國家大力支持和相關科研單位的努力下，已經(jīng)實現(xiàn)了第一代SiC纖維工程化生產(chǎn)，突破了第二代SiC纖維研制關鍵技術。目前國內(nèi)第二代SiC纖維處于中試階段，生產(chǎn)能力達到1噸/年[27,28]。圖1示出了國產(chǎn)第一代和第二代SiC纖維的顯微形貌。

總體而言，國內(nèi)SiC 纖維研究基礎較弱，起步較晚，雖然取得了顯著進步，但在質(zhì)量穩(wěn)定性和工業(yè)化能力方面與日本等發(fā)達國家的先進水平差距巨大。

Figure 1 SEM photos of the domestic (a) first generation and (b) second generation SiC fibers

2碳化硅基體

根據(jù)制備工藝和組分的差異，SiC/SiC復合材料的陶瓷基體包括純SiC陶瓷和SiC基復相陶瓷。其中，前者可以通過聚碳硅烷的高溫裂解以及三氯甲基硅烷的化學氣相沉積獲得，后者可以通過摻雜改性，在SiC基體中引入B、Zr、Hf等其他元素制備。鑒于SiC/SiC復合材料的陶瓷基體的技術成熟遠遠高于SiC纖維，本文不再一一贅述。

3界面層

界面層，又稱界面相，是陶瓷基復合材料內(nèi)部連接連續(xù)相基體和增強相纖維的橋梁，是調(diào)節(jié)纖維與基體之間結合強度的關鍵因素。界面層的組分和結構很大程度上決定了陶瓷基復合材料力學性能，特別是材料的韌性。

界面層的作用包括四部分[29-32]：(1) 隔離作用：在高溫或者有氧環(huán)境下，界面層可以抑制基體和纖維之間的擴散反應，導致結合強度增加，保持材料優(yōu)異的韌性；(2) 傳遞作用：界面層需要具備一定的強度，將載荷由基體傳遞至主承力結構增強纖維；(3) 應力緩釋作用：裂紋由基體傳遞至界面層時，在界面處或者界面層內(nèi)部發(fā)生偏轉(zhuǎn)，拓展裂紋傳遞的途徑，提升材料的強度和韌性；(4) 保護作用：減緩和避免纖維在制備過程中因高溫或化學反應引起的損傷。

3.1陶瓷基復合材料的增韌機制

陶瓷基復合材料在外部載荷沖擊下，基體首先承載發(fā)生變形，進而產(chǎn)生裂紋；隨著載荷增加，裂紋持續(xù)擴展，并在連續(xù)相基體和增強相纖維連接界面處發(fā)生偏轉(zhuǎn)。當外部載荷超過纖維承載能力時，纖維相繼拔出和斷裂，材料失效[33]。

通過上述受力過程的分析可知，陶瓷基復合材料的應力釋放機制具體表現(xiàn)為[34,35]：

(1) 基體殘余應力：陶瓷基復合材料的制備溫度較高 (一般大于1000°C)，當工作溫度低于制備溫度時，復合材料內(nèi)部存在沿纖維軸向的殘余收縮應力，這一殘余應力的存在有利于抑制基體開裂，有利于提升材料的強度和韌性；

(2) 裂紋擴展受阻：若纖維/基體界面結合力較強，基體承載的載荷強度不足以引起纖維/基體界面脫離時，裂紋的擴展無法持續(xù)，在界面處被阻止；

(3) 界面解離和裂紋偏轉(zhuǎn)：若纖維/基體界面結合強度較弱，外部載荷導致的基體裂紋傳遞到界面處時，界面發(fā)生解離。裂紋偏離固有的擴展方向，裂紋擴展路徑的拓展有利于應力釋放，增加陶瓷基復合材料材料的強度和韌性；

(4) 纖維橋聯(lián)：陶瓷基復合材料基體開裂后，纖維并未立即斷裂，而是在基體的裂紋之間架橋，此時橋聯(lián)的纖維依靠自身的軸向收縮促使裂紋閉合。上述閉合作用與纖維/基體之間的相容性以及界面層的結構關系密切，這是材料陶瓷基復合材料結構設計需要重點關注的方面；

(5) 纖維斷裂和纖維斷頭拔出：應力集中引起結合強度較弱的纖維/基體界面解離后，若應力持續(xù)增加，纖維發(fā)生斷裂，進而由基體中拔出。

上述增韌機制的存在有助于應力的釋放和材料韌性的提升。

圖2所示為SiC/SiC復合材料典型的斷裂形貌。

Figure 2 Fracture behaviors of SiC/SiC ceramic composites: (a) ductile fracture; (b) brittle rupture

3.2界面層類型

基于上述關于陶瓷基復合材料的增韌機制分析可以看出，界面層結構和組分是影響材料力學性能和斷裂行為的重要因素。理想的界面層能夠拓展載荷傳遞和裂紋擴展的途徑，顯著提升材料的強度和韌性[36-38]。

按照結構差異，理想的界面層包括以下三種:

(1) 層狀結構界面層。該類界面層與基體的結合強度較大，裂紋直接穿透至界面層內(nèi)部，進而在界面層內(nèi)部發(fā)生偏轉(zhuǎn)。該類界面層較為常見，以熱解碳 (Pyrolytic carbon, PyC) 界面層和六方氮化硼界面層 (h-BN) 為代表。PyC界面層 [圖3 (a)] 的優(yōu)勢在于制備工藝簡單，成本較低，基體裂紋在界面層內(nèi)部逐次偏轉(zhuǎn)，劣勢在于其抗氧化性能較差，PyC界面層在空氣中或者氧氣氣氛中500°C就開始發(fā)生氧化反應，嚴重影響了材料和構件的穩(wěn)定性。h-BN界面層 [圖3 (b)] 與PyC具有類似的層狀結構，層與層之間結合力較弱，抗氧化性能優(yōu)異，是較為理想的陶瓷基復合材料界面層材料，但其制備工藝復雜，成本較高。

Figure 3 Interphase in SiC/SiC ceramic composites: (a) pyrolytic carbon interphase; (b) BN interphase

(2) 多孔結構界面相。裂紋在該類界面層內(nèi)部沿孔隙間阻力較小的途徑擴展，有助于提升材料的韌性。由前述增韌途徑可知，界面層內(nèi)部孔結構、孔分布是影響材料力學性能的重要因素。

(3) 復合界面層。該界面層以 (SiC-PyC)n和(BN-SiC)n代表，兼具SiC陶瓷抗氧化保護作用和PyC/BN層狀促進裂紋偏轉(zhuǎn)、調(diào)節(jié)界面結合強度作用的優(yōu)勢，是一種理想的陶瓷基復合材料界面層體系，是近年來研究的重點和熱點。

4制備工藝

SiC/SiC陶瓷基復合材料的制備工藝主要包括聚合物浸漬裂解工藝 (Polymer Infiltration and Pyrolysis, PIP)、化學氣相滲透工藝 (Chemical Vapor Infiltration, CVI) 和反應浸滲工藝 (Reaction Infiltration，RI) 等[39-41]。

PIP工藝的優(yōu)點包括：制備溫度低、纖維損傷小、陶瓷基體可設計性強、易于通過近凈尺寸成型實現(xiàn)大型復雜構件的制造；其缺點則在于制備過程基體收縮較大、材料孔隙率高、對材料蠕變性能有一定影響等。針對上述缺點，可采用高陶瓷產(chǎn)率的先驅(qū)體或者加入填料優(yōu)化工藝。

CVI工藝制備的材料純度高、基體一般具有完整晶體結構，力學性能優(yōu)異。缺點在于工藝復雜、制備周期長、成本較高。為了提升CVI工藝的沉積效率，美國研究人員采用了強制流動熱梯度技術，其傳質(zhì)過程通過強制對流實現(xiàn)，大幅提升了沉積效率，縮短了致密化周期。

RI工藝的優(yōu)勢很明顯，制造成本低、周期短、材料氣孔率低，是發(fā)展SiC/SiC復合材料低成本、工程化制造技術理想的選擇。該工藝缺點在于液相滲硅反應溫度高 (一般高于1400°C)，超過目前第一代和第二代SiC纖維的長期使用溫度，對SiC纖維會產(chǎn)生一定損傷，同時基體中殘留硅，易導致材料脆性較高。針對上述缺點，一般在纖維表面制備保護層或加入助溶劑，減緩滲硅過程纖維的高溫損傷[42,43]。

日本是開展聚碳硅烷 (PCS) 和連續(xù)SiC纖維研究最早的國家，其PIP制備工藝優(yōu)勢顯著。德國和美國利用反應熔融滲透(Reactive Melt Infiltration, RMI) 技術實現(xiàn)了SiC/SiC復合材料構件的批量化生產(chǎn)。法國以CVI技術為主，水平世界領先。中航工業(yè)復材中心和西北工業(yè)大學分別采用PIP工藝和CVI工藝進行SiC/SiC復合材料的研制，上海硅酸鹽所和中南大學在RMI工藝方面取得了顯著的技術突破[44-46]。

5加工工藝

SiC/SiC復合材料硬度高，材料由基體、纖維等多部分構成，具有明顯的各向異性，加之復合材料的表面形貌、尺寸精度和位置精度等對構件的安全性、可靠性和使用壽命等都有重要影響，一般采用傳統(tǒng)機械加工技術和特種加工技術相結合的方式實現(xiàn)材料的精確加工。日本在陶瓷基復合材料銑削、切削、磨削、鉆削等傳統(tǒng)加工領域方面優(yōu)勢明顯，美國、德國、英國、俄羅斯等國家在超聲波加工、電火花加工、水射流加工以及激光加工等領域進行了深入研究[47-49]。

傳統(tǒng)機械加工就是基于傳統(tǒng)的銑削、切削、磨削、鉆削等金屬材料加工技術，選擇高硬度的金剛石刀具和加工程序?qū)iC/SiC復合材料進行加工，加工工藝的優(yōu)化、刀具的選擇、加工余量的設計是影響加工效果的重要因素[50]。一般而言，傳統(tǒng)機械加工工藝適宜于SiC/SiC復合材料機的型面加工，外形尺寸易于控制，材料表面光潔度高。但不適宜于小尺寸、孔結構的加工。研究表明，采用鉆削制孔加工獲得的SiC/SiC復合材料孔結構表面不平整，存在微裂紋。

超聲波技術是利用超聲波振子引發(fā)工具產(chǎn)生超聲頻的縱向振動，在材料表面與高速運動的磨砂粒子撞擊，從而對被加工表面進行拋磨，實現(xiàn)材料的微加工。該工藝加工損傷較小，加工質(zhì)量高，但加工效率低，適宜于孔結構和型腔成型加工[51-53]。

激光加工技術主要以原子躍遷過程中釋放出來的高能量光子為熱源，照射到材料表面，光能轉(zhuǎn)化為極高密度的熱能，產(chǎn)生局部瞬時高溫，導致材料熔化甚至氣化實現(xiàn)去除。激光加工過程無需刀具和模具，屬于非接觸性加工技術。然而，激光加工過程伴隨較大的熱應力，可能導致微裂紋的產(chǎn)生。此外，該工藝成本較高，不利于實現(xiàn)工程化應用[54,55]。

高壓水射流技術是在高壓高速水射流中加入超硬磨粒，形成高速沖擊的液固兩相高速射流，實現(xiàn)材料的加工。該工藝屬于冷態(tài)切割，無熱影響，不會產(chǎn)生熱應力。但是該工藝分辨率低 (一般高于0.5 mm)，高速超硬磨粒的沖擊易引起崩邊等結構缺陷及損傷，僅適用于復合材料的粗加工[56]。

電火花加工技術是利用電極之間脈沖放電熱效應實現(xiàn)對材料的去除加工。加工材料和工具無直接接觸、無刀具磨損問題。對于非導電陶瓷材料，可采用電解液法和高壓電法。但該工藝在加工過程中存在有較大熱影響，導致加工工件出現(xiàn)微裂紋和電極產(chǎn)生損耗等問題[57]。

6 考核及應用

SiC/SiC復合材料應用廣泛，主要包括航空 (含航空發(fā)動機)、航天以及核能領域，具體為航空發(fā)動機燃燒室、噴口導流葉片、渦輪葉片、渦輪殼環(huán)、尾噴管，空天飛行器機翼前緣、舵面以及核燃料包殼管等部位。美國、歐盟、日本等國家在陶瓷基復合材料領域投入大量人力物力，開展了多個國家級的研究計劃，例如NASA的IHPTET (High Performance Turbine Engine Technology)、UEET (Ultra-Efficient Engine Technology) 計劃和日本的AMG (Advanced Materials Gas-Generator) 計劃，對陶瓷基復合材料在航空航天領域特別是航空發(fā)動機熱端部位的應用進行了詳細的規(guī)劃研究。其中在NASA N+3 先進發(fā)動機項目中，GE公司對先進材料在未來 (2030 ~ 2035) 航空發(fā)動機領域的應用進行了梳理和預研。如圖4所示，陶瓷基復合材料的應用包括燃燒室、渦輪導向葉片、高壓渦輪葉片、低壓渦輪葉片、高壓渦輪罩環(huán)等發(fā)動機靜止和轉(zhuǎn)動部位[58-61]。

Figure 4 Application of ceramic matrix composites in NASA N+3 advanced engine project

實際應用方面，法國SNECMA公司于20 世紀80年代成功研制出牌號為CERASEPR系列的SiC/SiC復合材料，并率先應用于M88-2發(fā)動機尾噴管部位。隨著材料制備、加工以及考核驗證技術的逐漸完善，SiC/SiC復合材料的應用日趨廣泛，目前已經(jīng)實現(xiàn)在多型號航空發(fā)動機熱端構件領域的應用，如F110-GE-129發(fā)動機尾噴管，EJ200發(fā)動機的燃燒室、火焰穩(wěn)定器、尾噴管調(diào)節(jié)，Trent800發(fā)動機渦輪外環(huán)以及F136發(fā)動機渦輪導向葉片等發(fā)動機熱端構件。采用SiC/SiC復合材料熱端構件后，可以大幅節(jié)省冷卻氣量，提高工作溫度，降低結構重量，提高使用壽命。此外，美國GE公司與CFM公司合作研制的SiC/SiC復合材料渦輪罩環(huán)已經(jīng)成功應用于空客A320和波音737MAX飛機的LEAP發(fā)動機，這也是SiC/SiC復合材料首次應用于商用發(fā)動機高壓渦輪部件。GE航空公司于2015年初通過F414渦航空發(fā)動機驗證機首次驗證了陶瓷基復合材料低壓渦輪葉片的應用，這是世界上首個陶瓷基復合材料航空發(fā)動機轉(zhuǎn)動部件。同時，GE9X發(fā)動機將把陶瓷基復合材料的應用擴展到燃燒室內(nèi)外襯套、高壓渦輪一級和二級導向器以及一級罩環(huán)上?？傮w而言，中溫中載的SiC/SiC復合材料尾噴管構件已經(jīng)實現(xiàn)實際應用和批量生產(chǎn)；高溫中載的燃燒室構件正在進行裝機驗證，近期有望實現(xiàn)應用；渦輪轉(zhuǎn)子和渦輪葉片等高溫高載轉(zhuǎn)動件研制技術發(fā)展較快，部分關鍵技術已取得突破。

國內(nèi)SiC/SiC復合材料構件研制始于20世紀80年代，主要研制單位包括中航工業(yè)復材中心、航天材料及工藝研究所、西北工業(yè)大學、國防科學技術大學等單位，目前已經(jīng)具備構件研制和小批量生產(chǎn)能力，但在工程產(chǎn)業(yè)化方面與西方發(fā)達國家尚存在明顯差距。

7面臨的問題和機遇

我國SiC/SiC復合材料研究起步較晚，通過近20年特別是“十二五”計劃期間國家的支持，國內(nèi)多個研究單位和高校在包括設計考核、構件研制、原材料生產(chǎn)在內(nèi)的多個方面都取得了顯著的成果，但在關系到材料工程化應用的幾個方面尚需進行深入研究。

(1) 高性能SiC連續(xù)纖維的批量穩(wěn)定生產(chǎn)：國內(nèi)SiC 纖維研究基礎較弱，起步較晚，目前已經(jīng)突破第二代SiC纖維研制的關鍵技術，目前處于中試階段，但在質(zhì)量穩(wěn)定性和工業(yè)化能力方面與日本等國家的先進水平的差距巨大。

(2) SiC/SiC復合材料研制全產(chǎn)業(yè)鏈中的關鍵技術突破：目前國內(nèi)SiC/SiC復合材料的研制與國際先進水平差距不大，但構件工程化生產(chǎn)能力不足。此外，SiC/SiC復合材料與金屬件連接、環(huán)境屏障涂層以及無損檢測等方面亦需繼續(xù)進行深入研究。

(3) SiC/SiC復合材料構件的修復：SiC/SiC復合材料成本高，構件服役苛刻，可能在強氣動加熱和氣動載荷作用下產(chǎn)生損傷，復合材料的修復工作意義重大。但在該方面國內(nèi)研究基礎近乎空白，亟需通過典型件試驗，開展材料修復機理和壽命評估研究，降低SiC/SiC復合材料構件的修復成本。

目前國家兩機專項和空天飛行器項目已經(jīng)啟動，國家對新材料、新工藝領域的研究十分重視。SiC/SiC復合材料在航空發(fā)動機領域的型號和在空天飛行器方面的實際應用面臨前所未有的機遇。我們應堅持先靜止件后轉(zhuǎn)動件、先低溫件后高溫件的原則，在前期中溫中載靜止件的研制基礎上，積極開展中溫中載轉(zhuǎn)動件和高溫中載靜止件的研制，同時積極建設“材料-工藝-設計”一條龍模式的SiC/SiC復合材料構件全產(chǎn)業(yè)鏈，拓展SiC/SiC復合材料的應用領域。

[1] 張立同, 成來飛. 連續(xù)纖維增韌陶瓷基復合材料可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略探討[J]. 復合材料學報, 2007, (24): 1-6.

[2] NASLAIN R. Design, preparation and properties of non-oxide CMCs for application in engines and nuclear reactors: an overview [J]. Composites Science and Technology , 2004, 64 (2): 155-170.

[3] 張立同. 纖維增韌碳化硅陶瓷復合材料：模擬、表征與設計[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2009.

[4] EVANS AG, MARSHALL DB. The mechanical behavior of ceramic matrix composites [J]. Acta Materialia, 1989, 37 (10): 2567-2583.

[5] CHEN MW, QIU HP, JIAO J. Preparation of high performance SiCf/SiC composites through PIP process [J]. Key Engineering Materials. 2013, 544: 43-47.

[6] 梁春華. 纖維增強陶瓷基復合材料在國外航空發(fā)動機上的應用[J]. 航空制造技術, 2006, 26(3): 40-45.

[7] MADAR R. Silicon carbide in contention [J]. Nature, 2004, 430: 974–975.

[8] LIU G, YANG K, LI J, Combustion synthesis of nanosized β-SiC powder on a large scale [J]. The Journal of Physical Chemistry C, 2008, 112: 6285-6292.

[9] LIU XF , ANTONIETTI M, GIORDANO M. Manipulation of phase and microstructure at nanoscale for SiC in molten salt synthesis [J]. Chemistry of Materials, 2013, 25: 2021-2027.

[10] SUYAMA S, KAMEDA T, ITOH Y. Effect of structure of interfacial coating layer on mechanical properties of continuous fiber reinforced reaction sintered silicon carbide matrix composite [J]. Journal of Materials Science, 2002, 37 (6): 1101-1106.

[11] YAJIMA S, OKAMURA K , HAYASHI J, et al. Synthesis of continuous SiC fibers with high tensile strength [J]. Journal of the American Ceramic Society, 1976, (59): 324-327.

[12] 楊大祥, 宋永才. 先驅(qū)體法制備連續(xù)SiC纖維的特性及其應用[J]. 兵器材料科學與工程, 2007, 30 (6): 64-69.

[13] YAJIMA S. Development of ceramics, especially silicon carbide fibres, from organosilicon polymers by heat treatment [J]. Philosophical Transactions of the Royal Society of London A, 1980, 294: 419–426.

[14] LAINE RM, BABONNEAU F. Preceramic polymer routes to silicon carbide [J]. Chemistry of Materials, 1993, 5: 260–279.

[15] YAJIMA S, HAYASHI J, OMORI M, et al. Development of a silicon carbide fiber with high tensile strength [J]. Nature, 1976, 261:683–685.

[16] YAJIMA S, HAYASHI J, OMORI M. Continuous silicon carbide fiber of high tensile strength [J]. Chemistry Letters, 1975, 9: 931–934.

[17] MAH T, HECHT NL, CULLUM DE, et al. Thermal stability of SiC fibres (Nicalon) [J]. Journal of Materials Science, 1984, 19 (4): 1191–1201.

[18] BUNSELL AR, PIANT A. A review of the development of three generations of small diameter silicon carbide fibres [J]. Journal of Materials Science, 2006, 41(3): 823–839.

[19] VAHALAS C, MONTHIOUX M. On the thermal degradation of Lox-M Tyranno fibres [J]. Journal of the European Ceramic Society, 1995, 15: 445–453.

[20] ISHIKAWA T, KOHTOKU Y, KUMAGAWA K, et al. High-strength alkali-resistant sintered SiC fibre stable to 2200°C [J]. Nature, 1998, 391: 773–774.

[21] DONG SM, CHOLLON G, LABRUGERE C. Characterization of nearly stoichiometric SiC ceramic fibers [J]. Journal of Materials Science, 2001, 36: 2371-2381.

[22] YAMAMURA T, MASAKI S, ISHIKAWA T. Improvement of Si-Ti(Zr)-C-O fiber and a precursor polymer for high temperature CMC [J]. Ceramic Engineering and Science Proceedings, 1996, 17 (4): 184-191.

[23] CHEN LF, ZHANG L, CAI ZH. Effects of oxidation curing and sintering additives on the formation of polymer-derived near-stoichiometric silicon carbide fibers [J]. Journal of the American Ceramic Society, 2008, 91 (2): 428-436.

[24] LIPOWITZ J, RABE A, ZANGVIL A, et al. Structure and properties of SylramicTMsilicon carbide fiber-apolycrystalline, stoichiometric β-SiC composition [J]. Ceramic Engineering and Science Proceedings, 1997, 18 (3): 147-157.

[25] ZHENG CM, LI XD, WANG H, et al. Evolution of crystallization and its effects on properties during pyrolysis of Si-Al-C-O precursor fibers [J]. Journal of Materials Science, 2008, 43: 3314-3319.

[26] YU YX, ZHANG Y, YANG JM. Synthesis and characterization of ceramic precursor aluminum-containing polycarbosilane and its pyrolysis [J]. Journal of Inorganic and Organometallic Polymers and Materials, 2007, 17 (3): 569-575.

[27] 馬小民, 馮春祥, 田秀梅. 國產(chǎn)連續(xù)碳化硅纖維的進展及應用[J]. 高科技纖維與應用, 2013, 38 (5): 47-50.

[28] 王浩, 王軍, 宋永才. 先驅(qū)體轉(zhuǎn)化連SiC纖維研究進展[J]. 航空制造技術, 2014, (6): 41-44.

[29] 劉毅佳, 馬拯. 陶瓷基復合材料界面相設計[J]. 固體火箭技術, 2003, 26 (4): 60-64.

[30] 何新波, 楊輝, 張長瑞, 等. 連續(xù)纖維增強陶瓷基復合材料概述[J]. 材料科學與工程, 2002, 20 (2): 273-278.

[31] NASLAIN R. The concept of layered interphases in SiC/SiC [R]. A96-26539 06-24. Santa Barbara: The 2nd International Conference on High-Temperature Ceramic-Matrix Composites, 1995.

[32] 張振東, 龐來學. 陶瓷基復合材料的強韌化研究進展[J]. 江蘇陶瓷, 2006, 39 (2): 8-10.

[33] 姜勇剛, 張長瑞, 曹峰, 等. 短切石英纖維增強氮化物基復合材料的微觀結構及強韌化機理[J]. 稀有金屬材料與工程, 2007, 36 (s1): 696-699.

[34] PRASAD NE, LOIDL D, KROMP K. Elastic properties of silica-silica continuous fibre-reinforced, ceramic matrix composites [J]. Scripta Materialia, 2004, 50: 1121-1126.

[35] 閆聯(lián)生, 李賀軍, 崔紅. 連續(xù)纖維補強增韌碳化硅基陶瓷復合材料研究進展[J].材料導報, 2005, 19 (1): 60-63.

[36] NASLAIN RR. The design of the fibre-matrix interfacial zone in ceramic matrix composites [J]. Composites A, 1998, 29: 1145-1155.

[37] 李建章. 纖維增韌碳化硅陶瓷基復合材料的界面區(qū)研究[J]. 稀有金屬材料與工程, 2007, 36 (9): 1539-1543.

[38] KERANS RJ. Issues in the control of fiber-matrix interface properties in ceramic composites [J]. Scripta Metallurgica et Materialia, 1994, 31 (8): 1079-11084.

[39] LUO Z, ZHOU XG, YU JS, et al. Mechanical properties of SiC/SiC composites fabricated by PIP process with a new precursor polymer [J]. Ceramics International, 2014, 40: 1939-1944.

[40] YANG W, ARAKI H, KOHYAMA A. Effects of heat treatment on the microstructure and flexural properties of CVI-Tyranno-SA/SiC composite [J]. Ceramics International, 2007, 33: 141-146.

[41] 謝征芳, 陳朝輝, 肖加余. 先驅(qū)體陶瓷[J]. 高分子材料科學與工程, 2000, 16 (6): 7-12.

[42] 馬青松, 陳朝輝, 鄭文偉. 先驅(qū)體轉(zhuǎn)化法制備連續(xù)纖維增強陶瓷基復合材料的研究[J]. 材料科學與工程, 2001, 19 (4): 110-115.

[43] KATOH Y, NOZAWA T, SNEAD LL. Property tailorability for advanced CVI silicon carbide composites for fusion [J]. Fusion Engineering and Design, 2006, 81: 937-944.

[44] KOTANI M, INOUE T, KOHYAMA A. Consolidation of polymer-derived SiC matrix composites: processing and microstructure [J]. Composites Science and Technology, 2002, 62 (16): 2179-2188.

[45] Rosso M. Ceramic and metal matrix composites: routes and properties [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2006, 175: 364-375.

[46] Wang HL, Zhou XG, Yu JS, et al. Fabrication of SiCf/SiC composites by chemical vapor infiltration and vapor silicon infiltration [J]. Materials Letters, 2010, 64: 1691-1693.

[47] 朱海紅, 盧宏, 程祖海. 激光加熱輔助切削工程陶瓷研究及應用現(xiàn)狀[J]. 激光與光電子學進展, 2006, 43 (6): 59-63 .

[48] 嚴春雷. 超高溫陶瓷基復合材料制備工藝研究進展[J]. 宇航材料工藝, 2012, 42 (4): 7-12.

[49] PUERTAS I, LUIS CJ. A study on the electrical discharge machining of conductive ceramics [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 153-154: 1033-1038 .

[50] 池憲,吳凡,鎖小紅. C/SiC陶瓷基復合材料磨削參數(shù)優(yōu)化研究[J].航空精密制造技術, 2012, (1): 41-43.

[51] 于思遠, 林濱, 林彬. 國內(nèi)外先進陶瓷材料加工技術的進展[J]. 金剛石與磨料模具工程, 2001, (4): 36-39.

[52] 姜慶杰. C/SiC 復合材料超聲扭轉(zhuǎn)振動輔助銑削研究[D]. 沈陽: 沈陽航空航天大學碩士學位論文, 2015.

[53] 馬付建. 超聲輔助加工系統(tǒng)研發(fā)及其在復合材料加工中的應用[D]. 大連: 大連理工大學博士學位論文, 2013.

[54] 張保國, 田欣利, 佘安英. 工程陶瓷材料激光加工原理及應用研究進展[J].現(xiàn)代制造工程, 2012, (10): 5-10.

[55] 張文武, 焦健, 張?zhí)鞚? 陶瓷基復合材料加工工藝簡評[J]. 航空制造技術, 2014, (6): 45-49.

[56] 畢銘智. C/SiC復合材料鉆、銑加工技術的試驗研究[D]. 大連: 大連理工大學碩士學位論文, 2013.

[57] 李洪峰, 李嘉, 溫雨, 等. 陶瓷材料電火花加工技術及研究進展[J]. 濟南大學學報 (自然科學版), 2008, 22 (2): 178-182.

[58] MURTHY P, NEMETH NN, BREWER DN. Probabilistic analysis of a SiC/SiC ceramic matrix composite turbine vane [J]. Composites B, 2008, 39: 694-703.

[59] 劉巧沐. 高溫材料研究進展及其在航空發(fā)動機上的應用[J]. 燃氣渦輪試驗與研究, 2014, 27(4): 51-56.

[60] 高鐵, 洪智亮, 楊娟. 商用航空發(fā)動機陶瓷基復合材料部件的研發(fā)應用及展望[J]. 航空制造技術, 2014, 6: 14-21.

[61] 李杰. 復合材料在新一代商用發(fā)動機上的應用與發(fā)展[J]. 航空科學技術, 2012, (1): 18-22.

Recent Progress in Continuous SiC Fiber Reinforced SiC Ceramic Matrix Composites

CHEN Ming-Wei, XIE Wei-Jie, QIU Hai-Peng

AVIC Composite Co., Ltd., Beijing 101300, China

SiC/SiC ceramic matrix composites have been studied in detailed in western developed country due to their excellent proprieties, such as low density, oxidation resistance and high-temperature resistance, etc. The applications of SiC/SiC ceramic matrix composites include high temperature structural and structure-function integrated components of aerospace engine, thermal protection structure and power system of aerospace plane, cladding tube of nuclear plant, and so on. The development trend of SiC/SiC ceramic matrix composites was summarized in this paper, including composition, preparation process, manufacturing technology and application. Moreover, the challenge and opportunity in the future were also pointed out.

SiC/SiC ceramic matrix composites; Oxidation resistance; High-temperature resistance; High temperature components.

TB332

1005-1198 (2016) 06-0393-10

A

10.16253/j.cnki.37-1226/tq.2016.07.004

2016-07-29

2016-09-27

陳明偉 (1984-), 男, 山東泰安人, 高級工程師。E-mail: beijingsmartcity@sohu.com。

陳明偉，男，高級工程師。畢業(yè)于中國科學院過程工程研究所，獲得工學博士學位。現(xiàn)任就職于中航工業(yè)復合材料技術中心。長期從事碳基和陶瓷基復合材料制造技術研究，承擔、參與了多項基礎研究、預先研究及型號攻關項目，在國內(nèi)外期刊和學術會議上發(fā)表學術論文30余篇。