齊 哲, 郎旭東, 趙春玲, 楊金華, 劉 虎, 陸子龍,王雅娜, 焦 健*

（1．中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)復(fù)合材料國(guó)防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；2．中國(guó)航發(fā)湖南動(dòng)力機(jī)械研究所，湖南 株洲 412002；3．中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

連續(xù)SiC纖維增韌的SiC基復(fù)合材料（SiC/SiC復(fù)合材料）是以連續(xù)束絲SiC纖維為增韌體、氮化硼（BN）或熱解碳（PyC）等為界面層，熔融滲硅（MI）、化學(xué)氣相滲透（CVI）、先驅(qū)體浸漬裂解（PIP）等工藝制備的SiC為基體的新型復(fù)合材料，具有高強(qiáng)度、高韌性、低密度、耐高溫、抗氧化、抗蠕變以及較高的熱導(dǎo)率和較低的熱膨脹系數(shù)等一系列優(yōu)異特征，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)[1-2]和燃?xì)廨啓C(jī)熱端材料[3]、核燃料包殼管[4]等方面擁有廣泛的應(yīng)用前景[5]。美國(guó)GE航空的HiPerCompTMSiC/SiC復(fù)合材料已應(yīng)用于LEAP系列發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓渦輪外環(huán)[6]；根據(jù)GE官網(wǎng)的報(bào)道，2020年取得FAA認(rèn)證的GE9X發(fā)動(dòng)機(jī)更采用了一級(jí)高壓渦輪外環(huán)、一級(jí)和二級(jí)高壓渦輪噴嘴以及燃燒室內(nèi)環(huán)和外環(huán)等五種SiC/SiC復(fù)合材料構(gòu)件。

材料的失效類型主要包括斷裂、腐蝕和磨損等。SiC/SiC復(fù)合材料的失效主要表現(xiàn)為在載荷、高溫、異物沖擊、氧化、摩擦等單因素或多因素作用下發(fā)生的斷裂、腐蝕和磨損。SiC/SiC復(fù)合材料具有多種組分，每種組分相比SiC或六方氮化硼（h-BN）等純陶瓷材料有很大的不同，不同組分可以多種方式組成復(fù)合材料[7]，因此SiC/SiC復(fù)合材料具有因材料組成和制備工藝而異的失效行為。同時(shí)，SiC/SiC復(fù)合材料的服役環(huán)境十分復(fù)雜，已開展了很多高溫水氧或燃?xì)猸h(huán)境下的長(zhǎng)時(shí)力學(xué)實(shí)驗(yàn)，研究SiC/SiC復(fù)合材料在力、熱、水、氧以及高速氣流等綜合作用下的損傷演化和失效機(jī)理，以達(dá)到監(jiān)測(cè)SiC/SiC復(fù)合材料性能衰減并預(yù)測(cè)其剩余服役壽命的目的[8-9]。由于SiC/SiC復(fù)合材料磨損失效行為的專門研究還比較少，本文重點(diǎn)討論SiC/SiC復(fù)合材料的斷裂失效和腐蝕失效。

1 SiC/SiC復(fù)合材料斷裂失效行為

在SiC/SiC復(fù)合材料的組分中，束絲SiC纖維承擔(dān)主要的拉伸和彎曲載荷；基體承擔(dān)部分載荷并提供抗氧化保護(hù)；界面層保護(hù)纖維并調(diào)節(jié)纖維和基體的結(jié)合強(qiáng)度，使復(fù)合材料表現(xiàn)出一定的“假塑性”斷裂模式，是復(fù)合材料增韌的關(guān)鍵所在。界面層的增韌機(jī)制主要包括：裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維脫粘/滑移、纖維橋聯(lián)和纖維拔出等，如圖1所示。

1.1 SiC/SiC復(fù)合材料拉伸和壓縮斷裂行為

SiC/SiC復(fù)合材料從損傷發(fā)生到最終破壞主要經(jīng)歷基體橫向開裂、層間開裂、纖維束與基體分離、纖維束內(nèi)基體開裂、纖維斷裂與拔出等損傷模式。裂紋萌生、擴(kuò)展直至發(fā)生破壞的方式同纖維預(yù)制體結(jié)構(gòu)或鋪層方式、界面層的類型及其與纖維和基體的結(jié)合強(qiáng)度、基體缺陷等密切相關(guān)。表面和界面缺陷、內(nèi)容物和孔洞、人工狹縫或缺口尖端、編織結(jié)節(jié)等應(yīng)力集中部位容易成為裂紋萌生點(diǎn)，如圖2所示。由于缺陷的廣泛存在，基體裂紋往往在比例極限以下即可發(fā)生；但是在很低應(yīng)力水平下發(fā)生的基體裂紋并不一定直接影響材料的性能。

圖1 SiC/SiC復(fù)合材料增韌機(jī)制Fig. 1 Toughening mechanism of SiC/SiC composites

圖2 SiC/SiC復(fù)合材料的典型裂紋萌生位置 （a）表界面缺陷；（b）內(nèi)容物和孔洞；（c）人工開口尖端；（d）編織結(jié)節(jié)Fig. 2 Typical crack initiation locations of SiC/SiC composites （a）defects of surface or interface；（b）inclusions and pores；（c）tips of artificial notches；（d）woven knots

纖維預(yù)制體結(jié)構(gòu)或鋪層方式是SiC/SiC復(fù)合材料的裂紋萌生和損傷模式的決定因素之一。單向SiC/SiC復(fù)合材料的初始拉伸裂紋為橫向基體裂紋[10]。2D SiC/SiC復(fù)合材料的初始裂紋則為沿緯向纖維的“隧道”裂紋[11-12]。針對(duì)美國(guó)GE公司的HiPerCompTMSiC/SiC復(fù)合材料的原位CT、聲發(fā)射和電阻監(jiān)測(cè)研究表明，單向復(fù)合材料在拉伸載荷作用下橫向基體裂紋處的纖維所受應(yīng)力最大，大部分纖維斷裂都在距裂紋100 μm之內(nèi)發(fā)生[13]；[0°/90°]2S樣品由于緯向纖維裂紋源的存在，在較低載荷下即有裂紋在中間90°層基體中萌生，首先在90°層中達(dá)到飽和[14]，但是在最初的破壞階段只有少數(shù)纖維斷裂，而單向樣品盡管在更大載荷下才產(chǎn)生基體裂紋，但是纖維斷裂很快隨之發(fā)生[15]。數(shù)字圖像相關(guān)（DIC）發(fā)現(xiàn)不同的纖維編織和鋪層方式也會(huì)帶來(lái)一些特殊效應(yīng)。如2D編織SiC/SiC復(fù)合材料管材被拉伸時(shí)有織物效應(yīng)，即束絲會(huì)沿著拉伸方向重排[16]；采用 ± 15°/ ± 30°/ ± 60°/ ± 75°鋪層的NITE工藝SiC/SiC復(fù)合材料，損傷模式同纖維方向相關(guān)，< 30°以拉伸斷裂為主，> 60°以脫粘為主[17]。

界面層的類型、界面層與纖維和基體的結(jié)合強(qiáng)度對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料的斷裂行為有重要影響。Rebillat等[18]制備的單層高結(jié)晶度和單層低結(jié)晶度BN界面層的SiC/SiC復(fù)合材料的纖維拔出效果均不如采用PyC界面層的SiC/SiC復(fù)合材料明顯，裂紋不能在BN界面層內(nèi)部發(fā)生偏轉(zhuǎn)，只有使用雙層BN界面層，才能在高低結(jié)晶度的BN之間造成明顯的裂紋偏轉(zhuǎn)效應(yīng)。Zhao等[19-20]對(duì)比PyC和碳納米管界面層的SiC/SiC復(fù)合材料，盡管二者的裂紋均起源于試樣人工狹縫尖端附近，但是隨著載荷增加，采用PyC界面層的材料，裂紋沿纖維-基體界面擴(kuò)展，初始裂紋很快被阻止，在最終斷裂的試樣上出現(xiàn)大量的二次裂紋與微裂紋，表現(xiàn)出假塑性斷裂行為；采用碳納米管界面層的材料，裂紋沿加載方向迅速擴(kuò)展，直接穿過纖維成為引起破壞的主裂紋，表現(xiàn)出脆性斷裂特征。Droillard等[21]分別采用表面狀態(tài)不同的Nicalon纖維制備SiC/SiC復(fù)合材料，纖維與界面層結(jié)合力強(qiáng)時(shí)拉伸強(qiáng)度明顯提高。Morscher等[22]對(duì)比了CVI SiC基體和SiC-B4C基體的復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)前者的基體與PyC界面層的剪切應(yīng)力遠(yuǎn)小于后者，在拉伸加載下，后者的基體裂紋數(shù)量幾乎是前者的兩倍，但是前者的裂紋開度卻比后者高一個(gè)數(shù)量級(jí)。

基體缺陷的尖端由于應(yīng)力集中，可能成為裂紋的萌生點(diǎn)。MI基體的制備中，殘余液態(tài)硅凝固時(shí)體積膨脹11%。HiPerCompTM基體硅含量約20%，Wing等[23]采用拉曼光譜檢測(cè)到硅相有2.4～3.1 GPa的壓縮應(yīng)力，而SiC相有0.24～0.75 GPa的拉伸應(yīng)力，應(yīng)力在位置上呈正態(tài)分布。Thornton等[24]發(fā)現(xiàn)該類材料的硅內(nèi)容物同表面缺陷一樣，都是裂紋萌生點(diǎn)。退火處理可以提高這類材料的斷裂伸長(zhǎng)率，但是比例極限和極限拉伸強(qiáng)度反而略有降低[14]。試樣上如有表面缺陷，則其尖端容易成為裂紋萌生的部位，而人們也往往采用人工開口等方式使裂紋萌生于可預(yù)測(cè)的區(qū)域以便于觀測(cè)。Maillet等[15]研究了單邊開口和未開口的[0°/90°]2SHiPerCompTMSiC/SiC復(fù)合材料拉伸斷裂行為。開口樣品基體裂紋萌生于開口尖端中間的90°層，沿厚度和寬度方向擴(kuò)展，長(zhǎng)至1 mm時(shí)才發(fā)生纖維斷裂。未開口[0°/90°]2S樣品，裂紋也萌生于中間的90°層基體，在最初的破壞階段即有少數(shù)纖維斷裂。Whitlow等[25]結(jié)合聲發(fā)射和DIC方法發(fā)現(xiàn)，HiPerCompTM材料拉伸破壞的主基體裂紋來(lái)自局部孔隙。材料孔隙的分布與初始裂紋分布是一致的，盡管并不與最終破壞位置重合。

測(cè)試條件如加載方式、溫度以及加熱方式對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料的斷裂模式也有重要影響。Wang等[26]研究2D SiC/SiC復(fù)合材料的面內(nèi)壓縮失效模式，動(dòng)態(tài)條件下，斷裂面與加載方向成較大角度，纖維斷裂時(shí)未脫粘，剪切變形為主要失效機(jī)制；準(zhǔn)靜態(tài)條件下，斷裂面與加載方向成較小角度，纖維脫粘及纖維束屈曲現(xiàn)象明顯，分層為主要失效機(jī)制。高溫可能帶來(lái)界面性質(zhì)的改變，Bale等[27]研究了室溫和1750 ℃惰性條件下單束SiC/SiC復(fù)合材料的斷裂行為，發(fā)現(xiàn)1750 ℃下的摩擦應(yīng)力僅約為25 ℃下的20%，纖維滑移長(zhǎng)度及橫向裂紋的間距都顯著增大，作者將其歸因于熱膨脹系數(shù)不匹配引起的殘余應(yīng)力變化或BN界面層剪切性質(zhì)的改變。加熱方式對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料的失效模式產(chǎn)生影響也有較多研究。當(dāng)材料受到單側(cè)加熱時(shí)，由于試樣厚度方向上熱梯度的存在，其斷裂模式與等溫加熱情況下有明顯不同。Whitlow等[28]在激光單面加熱和高溫爐等溫加熱條件下進(jìn)行HiPerCompTM材料的高溫軸向拉伸，結(jié)果表明，單面加熱條件下試樣發(fā)生分層，而在等溫條件下則沒有分層現(xiàn)象。

1.2 SiC/SiC復(fù)合材料在異物沖擊下的退化和失效行為

SiC/SiC復(fù)合材料在使用過程中受到砂石、金屬等異物沖擊可能導(dǎo)致表面損傷、產(chǎn)生裂紋甚至被擊穿，這與材料本身的結(jié)構(gòu)和性能、異物沖擊的速率等因素密切相關(guān)。SiC/SiC復(fù)合材料的異物沖擊實(shí)驗(yàn)主要考核材料抵抗高速鋼球或其他顆粒垂直沖擊的能力。Choi[29]和Bhatt等[30]評(píng)估了料漿澆注-熔滲（slurry cast-MI）工藝SiC/SiC復(fù)合材料抗1.59 mm鋼球沖擊的能力，室溫及1316 ℃空氣環(huán)境實(shí)驗(yàn)表現(xiàn)出了相似的破壞機(jī)制。當(dāng)沖擊速率為115 m/s時(shí)，材料未表現(xiàn)出明顯的內(nèi)部損傷，力學(xué)性能也未發(fā)生衰減。隨著沖擊速率的增加，內(nèi)部損傷加劇并且力學(xué)性能開始衰減。當(dāng)速率 > 300 m/s時(shí)，鋼球能夠擊穿材料，材料的強(qiáng)度保留率約為50%。主要的內(nèi)部損傷類型包括分層、纖維斷裂及基體剪切斷裂。背面僅有部分支撐的樣品，除發(fā)生前面接觸損傷，還發(fā)生背面應(yīng)力損傷，受到的破壞比具有背面具有全部支撐的樣品更嚴(yán)重。Presby等[31]表征并模擬了沖擊速率340 m/s的1.59 mm鋼球?qū)ζ矫婧颓鍹I SiC/SiC復(fù)合材料的損傷。結(jié)果表明，平板件的損傷要比曲面形件嚴(yán)重得多，平板件最大的損傷發(fā)生在背面，而曲面形件最大的損傷在前面。Kedir等[32]評(píng)估了9種SiC/SiC復(fù)合材料室溫下受到200 m/s或300 m/s不同粒度（120～210 μm以及60～90 μm）石榴石顆粒的沖擊腐蝕情況，結(jié)果表明，性能衰退速度的主要決定因素包括密度、基體硬度及彈性模量。Presby等[33]研究了沖擊速率350 m/s的1.59 mm碳化鎢（WC）顆粒對(duì)3D SiC/SiC復(fù)合材料造成的損傷，結(jié)果表明，正交聯(lián)鎖樣品相對(duì)多層聯(lián)鎖和角聯(lián)鎖樣品耐沖擊能力更強(qiáng)。

1.3 SiC/SiC復(fù)合材料疲勞失效行為

疲勞是指材料在循環(huán)載荷的作用下失效的現(xiàn)象，而這一載荷可以遠(yuǎn)低于材料的極限拉伸強(qiáng)度。疲勞是材料失效最常見的原因。作為一種工程上應(yīng)用的熱結(jié)構(gòu)材料，SiC/SiC復(fù)合材料在服役過程中將不可避免地承受循環(huán)載荷的作用并產(chǎn)生損傷累積，當(dāng)累積的疲勞損傷達(dá)到一定程度后將會(huì)導(dǎo)致突然斷裂失效，給安全使用帶來(lái)嚴(yán)重威脅。已有研究表明，SiC/SiC復(fù)合材料的疲勞性能受多種因素的影響，如基體類型、零件孔結(jié)構(gòu)、測(cè)試條件和環(huán)境因素等，并表現(xiàn)出不同的疲勞失效機(jī)制。

1.3.1 材料組成的影響

致密的基體可以更有效地抵御氧氣和水蒸氣等對(duì)界面層和纖維的侵蝕，為SiC/SiC復(fù)合材料帶來(lái)較高的疲勞極限。Kim等[34]研究了料漿澆注-熔滲工藝制備的孔隙率約為8%的SiC/SiC復(fù)合材料及預(yù)浸料-熔滲（prepreg-MI）工藝制備的孔隙率 <1%的SiC/SiC復(fù)合材料在燃?xì)猸h(huán)境下的疲勞行為，發(fā)現(xiàn)后者更不易發(fā)生氧化，疲勞極限更高。

在基體中引入自愈合相也可以提高SiC/SiC復(fù)合材料的疲勞極限。Ruggles-Wrenn等[35-36]研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于由CVI工藝和MI工藝制備的純SiC基復(fù)合材料，在卸載的過程中，氧化反應(yīng)產(chǎn)生的氣體從基體中釋放出來(lái)，在重新加載時(shí)，氧化物則再次通過基體裂紋進(jìn)入材料內(nèi)部，氧化造成的基體裂紋增長(zhǎng)是材料壽命限制機(jī)制。相反，由CVI工藝制備的具有多層交替結(jié)構(gòu)的SiC-B4C自愈合基體，能夠捕捉氧并與之反應(yīng)生成可流動(dòng)的氧化相從而使基體裂紋愈合，能夠有效阻止纖維和界面的進(jìn)一步退化，該基體類型材料的疲勞破壞主要取決于纖維。

SiC/SiC復(fù)合材料零件的孔結(jié)構(gòu)也會(huì)引起疲勞性能的變化。Zhang等[37]研究了帶有氣膜冷卻孔的3D編織SiC/SiC 復(fù)合材料在1350 ℃空氣中的疲勞性能，孔分布分別按矩形排列和三角形排列設(shè)計(jì)，單孔直徑均為0.5 mm。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)冷卻孔幾乎不影響材料的極限拉伸強(qiáng)度，但是疲勞壽命卻隨著冷卻孔數(shù)量的增加而下降，冷卻孔對(duì)疲勞性能的影響主要源于孔周圍纖維的氧化和脆化；孔分布呈三角形排列的試樣疲勞性能最低，其斷面上大多數(shù)纖維發(fā)生氧化并脆化，原因是該排列方式影響了基體裂紋的形成和擴(kuò)展。

1.3.2 測(cè)試條件的影響

應(yīng)力水平、加載頻率和實(shí)驗(yàn)溫度等均會(huì)影響疲勞失效機(jī)制。Luo等[38]揭示了高溫空氣環(huán)境中不同應(yīng)力水平下PIP SiC/SiC的疲勞破壞機(jī)制。在應(yīng)力高于比例極限時(shí)，基體中快速萌生的裂紋導(dǎo)致彈性模量迅速下降，然后纖維承擔(dān)了大量載荷；在應(yīng)力低于疲勞極限時(shí)，基體中產(chǎn)生的橫向裂紋是主要疲勞損傷機(jī)制，測(cè)試過程中，彈性模量幾乎保持不變，基體承載了主要載荷；當(dāng)應(yīng)力水平位于疲勞極限和比例極限之間時(shí)，則由基體和纖維共同承載。Ruggles-Wrenn等[39]發(fā)現(xiàn)，1200 ℃空氣環(huán)境中CVI SiC/SiC復(fù)合材料疲勞極限隨著加載頻率的增大而降低。Ikarashi等[40]對(duì)正交3D編織SiC/SiC的研究發(fā)現(xiàn)，在1100 ℃空氣環(huán)境中，氧化引起的界面剪切強(qiáng)度大幅下降是造成疲勞失效的原因。Bertrand等[9]研究了燃?xì)猸h(huán)境中實(shí)驗(yàn)溫度對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料疲勞性能的影響：隨著溫度的升高，材料的疲勞性能逐漸衰減，在1250 ℃和1350 ℃下，施加應(yīng)力分別為125 MPa、90 MPa時(shí)，疲勞壽命均能超過25 h（90000次循環(huán)）；而在1480 ℃下，由于氧化和腐蝕過于強(qiáng)烈，造成試樣出現(xiàn)大量消耗，即使未施加任何載荷，其壽命也僅有16.7 h。

1.3.3 環(huán)境因素的影響

環(huán)境因素同樣影響著SiC/SiC復(fù)合材料的疲勞性能，水蒸氣會(huì)加速材料疲勞性能的衰退。燃?xì)鉄釠_擊會(huì)造成試樣的局部熱應(yīng)力。Ruggles-Wrenn等[39]的研究顯示，SiC/SiC復(fù)合材料在水蒸氣氧化條件下會(huì)形成大量的玻璃相，導(dǎo)致氧化區(qū)域更大，氧化脆化現(xiàn)象更明顯。Kim等[41]的研究表明，在相同應(yīng)力水平下，燃?xì)鉄釠_擊環(huán)境SiC/SiC復(fù)合材料試樣的疲勞壽命比高溫爐中的約低一個(gè)數(shù)量級(jí)。這是因?yàn)槿紵鹧鎸?dǎo)致試樣加熱的正面產(chǎn)生了壓縮應(yīng)力，背面產(chǎn)生了更高的拉伸應(yīng)力，局部存在的熱應(yīng)力提高了試樣所受應(yīng)力，降低了裂紋形成和擴(kuò)展的應(yīng)力閾值，所形成的基體裂紋成為氧化物的擴(kuò)散通道；同時(shí)燃?xì)庵泻写罅康乃魵?，加速了BN界面層的氧化，使材料性能快速退化。

1.4 SiC/SiC復(fù)合材料蠕變失效行為

SiC/SiC復(fù)合材料用于高溫部件時(shí)必須充分考慮其蠕變性能，以防止高溫服役過程中材料在部件預(yù)期壽命內(nèi)出現(xiàn)過度變形或提前失效[42]，與疲勞性能一樣，影響SiC/SiC復(fù)合材料蠕變性能的因素同樣有材料組成、實(shí)驗(yàn)條件、環(huán)境因素等。

1.4.1 材料組成的影響

SiC纖維本身的抗蠕變性能對(duì)材料性能具有重大影響，以抗蠕變性能更好的Hi-Nicalon纖維制備的SiC/SiC復(fù)合材料比Nicalon纖維制備的具有更長(zhǎng)的蠕變斷裂壽命[43]；Morscher等[44-45]研究了不同牌號(hào)纖維增強(qiáng)的MI SiC/SiC復(fù)合材料在1200 ℃和1315 ℃空氣中的抗蠕變性能，發(fā)現(xiàn)材料的抗蠕變性與增強(qiáng)纖維的抗蠕變性優(yōu)劣趨勢(shì)保持一致，即從優(yōu)到劣依次是Sylramic-iBN、Hi-Nicalon S、Tyranno SA、Tyranno ZMI纖維增強(qiáng)的材料[46]。Morscher[47]研究了不同纖維編織結(jié)構(gòu)的MI SiC/SiC復(fù)合材料的拉伸蠕變行為，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)拉伸方向上軸向纖維體積分?jǐn)?shù)越高，材料蠕變斷裂強(qiáng)度越高。

1.4.2 測(cè)試條件的影響

SiC/SiC復(fù)合材料的蠕變性能往往隨著測(cè)試溫度和應(yīng)力水平增加而下降。研究發(fā)現(xiàn)[48-49]隨著溫度和應(yīng)力的不斷增加，2D SiC/SiC復(fù)合材料的蠕變斷裂時(shí)間縮短，穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大；基體開裂、界面脫粘和纖維蠕變成為材料蠕變損傷的主要模式。SiC纖維的微觀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性影響了材料的蠕變性能，當(dāng)溫度由1200 ℃升高至1400 ℃時(shí)，纖維晶粒顯著增大，結(jié)晶度提高，材料抗蠕變性能急劇下降。Racle等[50]的持久實(shí)驗(yàn)載荷在0到最大值之間循環(huán)，最大值在18%～84%極限拉伸強(qiáng)度之間，每106次循環(huán)增加6%。循環(huán)加載載荷在30%極限拉伸強(qiáng)度以上時(shí)，對(duì)破壞和材料壽命有顯著的影響。

1.4.3 環(huán)境因素的影響

環(huán)境中的氧氣對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料持久壽命具有顯著的影響，真空和純凈惰性氣氛下的持久壽命明顯優(yōu)于空氣或其他含氧氣氛下的持久壽命。Morscher等[51]對(duì)比研究了SiC/SiC復(fù)合材料在空氣、氬氣氣氛以及真空三種不同環(huán)境下的持久壽命，發(fā)現(xiàn)在1204 ℃下，當(dāng)施加應(yīng)力為220 MPa時(shí)，空氣和氬氣環(huán)境下的持久壽命為17～154 h，而真空條件下則超過了500 h；當(dāng)應(yīng)力繼續(xù)增加至248 MPa時(shí)，空氣氣氛中的持久壽命降至0.5～3.5 h，而真空條件下的是188～469 h。進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，氬氣氛中含有的微量氧氣（體積分?jǐn)?shù)0.002%）使基體開裂處纖維、界面層以及基體發(fā)生氧化，進(jìn)而導(dǎo)致了纖維-纖維之間和/或纖維-基體之間的強(qiáng)界面結(jié)合，使得材料的失效時(shí)間降低至與空氣環(huán)境下相當(dāng)?shù)乃?。?duì)于在真空中測(cè)試的試樣，在斷面上未觀察到明顯的氧化跡象，BN界面層一直存在，并且在纖維/界面層之間或界面層/基體之間可觀察到明顯的剝離和纖維拔出。Godin等[52]的研究表明，在載荷高于基體開裂水平的中高溫持久實(shí)驗(yàn)中，持續(xù)加載考核的主要是空氣氧化的影響。斷裂時(shí)間隨加載應(yīng)力的提高而變短，并遵循傳統(tǒng)的指數(shù)定律：

式中：t是實(shí)驗(yàn)壽命；σ是加載應(yīng)力；A0和n是材料和環(huán)境相關(guān)常數(shù)；T是溫度；R= 8.314 J?mol–1?K–1為理想氣體常數(shù)；Ea為斷裂現(xiàn)象的活化能。式（1）類似阿倫尼烏斯公式的形式，表明斷裂時(shí)間實(shí)際上是由化學(xué)反應(yīng)控制的。中溫和高應(yīng)力時(shí)，SiC/SiC復(fù)合材料持久壽命長(zhǎng)于纖維，這是因?yàn)樵谶@一應(yīng)力區(qū)間，纖維的裂紋擴(kuò)展受氧氣擴(kuò)散控制。SiC/SiC復(fù)合材料中到達(dá)纖維表面的氧氣在一定程度上被自愈合基體和界面層消耗。多名學(xué)者用聲發(fā)射技術(shù)監(jiān)測(cè)了SiC/SiC復(fù)合材料中溫空氣環(huán)境的持久實(shí)驗(yàn)，也發(fā)現(xiàn)了彈性能的釋放遵循一個(gè)先加速后減緩至最低值，至失效前再次突然加速的指數(shù)規(guī)律。這可能是因?yàn)槔w維的裂紋擴(kuò)展和氧化較慢，其失效與基體相比，有延遲效應(yīng)[53]。Momon等[54]用聲發(fā)射研究了SiCf/SiBC復(fù)合材料450 ℃和500 ℃空氣持久實(shí)驗(yàn)，試樣以600 N/min的速度加載到45%～100%破壞應(yīng)力，無(wú)論應(yīng)力水平如何，在約60%破壞時(shí)間時(shí)，彈性能的釋放速度最慢，而最終破壞前釋放彈性能的速度會(huì)逐漸加快，發(fā)生“雪崩”現(xiàn)象。

2 SiC/SiC復(fù)合材料腐蝕失效行為

SiC/SiC復(fù)合材料的腐蝕失效研究主要在空氣、水氧、燃?xì)獾拳h(huán)境下進(jìn)行。盡管燃?xì)猸h(huán)境更加接近真實(shí)的服役環(huán)境，但是空氣和水氧環(huán)境下的研究更有助于理解單一因素和多因素偶合（高溫、氧氣、水蒸氣）對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料腐蝕的影響。

2.1 空氣環(huán)境

SiC的氧化的行為已經(jīng)被廣泛研究，高溫下氧化模式與氧含量密切相關(guān)。當(dāng)氧含量較低時(shí)，發(fā)生活化氧化，反應(yīng)方程式為：

氣相的SiO揮發(fā)后材料失重。當(dāng)氧含量較高時(shí)，發(fā)生鈍化氧化，反應(yīng)方程式為：

材料增重，并且生成的SiO2能夠在低于其熔點(diǎn)的溫度（1723 ℃）阻止氧氣對(duì)SiC的進(jìn)一步氧化[55]。在鈍化氧化過程中，SiO2層生成后，氧化主要通過以下步驟進(jìn)行[56]：（1）氧氣分子通過擴(kuò)散作用通過SiO2層，進(jìn)而到達(dá)SiC表面；（2）氧氣與SiC在界面處發(fā)生反應(yīng)；（3）生成的CO氣體通過擴(kuò)散作用逸出。

相比SiC，SiC/SiC復(fù)合材料的氧化失效行為更加復(fù)雜，同時(shí)包含纖維、界面層與基體的氧化，并且氧化行為與溫度、纖維類型、界面層類型及基體的制備方法密切相關(guān)。

多名學(xué)者研究了SiC/SiC復(fù)合材料的氧化行為與溫度的關(guān)系。Zhao等[57]研究了800～1200 ℃下SiC-SiBC基復(fù)合材料的氧化行為。800 ℃氧化100 h后，h-BN界面層和SiC纖維不能被有效保護(hù)，強(qiáng)度降低幅度較大；更高溫度氧化時(shí)，由于SiC封閉涂層裂紋的閉合及SiBC基體氧化形成的玻璃相能夠封填裂紋，因此可以有效抑制氧的擴(kuò)散，使得界面層與纖維得到保護(hù)，強(qiáng)度幾乎不下降。Tan等[58]研究了PIP工藝的SiC/BN/SiBCN在1350～1650 ℃空氣條件下氧化行為。1350 ℃氧化50 h與100 h后，材料的強(qiáng)度保留率分別為52%與54%，1500 ℃氧化5 h后，材料的強(qiáng)度保留率為46%。氧化過程分為三個(gè)主要步驟：（1）復(fù)合材料的表面與氧氣形成完整的氧化物層，材料增重；（2）氧化物層起到阻擋氧氣侵入的作用并且揮發(fā)性產(chǎn)物開始以氣體形式揮發(fā)，材料減重；（3）氧氣穿過阻擋層并與復(fù)合材料發(fā)生反應(yīng)，同時(shí)揮發(fā)性產(chǎn)物在材料表面揮發(fā)，質(zhì)量變化在此階段為對(duì)數(shù)形式。

材料的氧化行為不僅與高溫氧化溫度密切相關(guān)，還與材料的低溫暴露歷史相關(guān)。Diaz等[59]首先將SiC/SiC復(fù)合材料在800 ℃中加熱500 h，然后在65 ℃低溫潮濕環(huán)境（相對(duì)濕度95%）中暴露500 h，最后將樣品在800 ℃空氣中加熱15 min。結(jié)果表明，t-BN界面層在這一環(huán)境下退化很快，界面剪切強(qiáng)度和摩擦力下降約90%，進(jìn)而導(dǎo)致了力學(xué)強(qiáng)度的顯著下降。界面層失效致使氧氣及其他組分能夠更深入地與材料內(nèi)部發(fā)生反應(yīng)，因此在再次升溫過程中材料性能發(fā)生顯著下降。

氧氣通道的存在會(huì)加速氧化過程。氧化通道可能由纖維與基體的熱膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的裂紋形成，或者由基體在外力作用下的開裂形成，也可能由界面層的氧化失重所形成。Sun等[60]分別采用熱膨脹系數(shù)為5.1 × 10–6k–1與4.0 × 10–6k–1的SiC纖維制備復(fù)合材料。高熱膨脹系數(shù)纖維制備出的復(fù)合材料在800 ℃、1000 ℃及1200 ℃氧化后質(zhì)量略有增加，強(qiáng)度保留率分別為109.6%、103.2%與102.9%，這是由于高熱膨脹系數(shù)纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料中纖維與SiC封閉涂層的熱膨脹系數(shù)匹配性較好，因此在涂層中幾乎未發(fā)現(xiàn)裂紋，阻止了氧氣對(duì)纖維造成的侵蝕，并且氧化后強(qiáng)度保留率較高。Wing等[61]研究了HiPerCompTMSiC/SiC復(fù)合材料中BN界面層的氧化情況。將復(fù)合材料表面暴露在1200～1285 ℃空氣環(huán)境中，氧氣可以沿著SiC纖維表面的BN界面層侵入材料內(nèi)部，界面層起到了氧氣通道的作用。在相同溫度與時(shí)間，基體表面僅能形成幾微米的氧化層，在BN界面層上卻可以滲入數(shù)百微米，這表明B2O3的形成有助于氧氣的擴(kuò)散。孤立纖維表面的界面層與相互粘連界面層的氧化情況相似，厚界面層的侵蝕則比薄界面層嚴(yán)重得多。

2.2 水氧環(huán)境

SiC/SiC復(fù)合材料在水氧環(huán)境下，除了與氧氣發(fā)生反應(yīng)外，還會(huì)與水蒸氣發(fā)生反應(yīng)，其中SiC基體的反應(yīng)通常是：

反應(yīng)生成的Si（OH）4以氣體形式揮發(fā)，造成材料失重[30，62]。通常，材料在水蒸氣環(huán)境下的氧化速率較空氣環(huán)境明顯增加。Opila等[62]的研究結(jié)果表明，在1100～1400 ℃，水蒸氣能夠加速SiC的氧化，使其氧化速率比在氧氣環(huán)境中高一個(gè)數(shù)量級(jí)。在1200 ℃下，當(dāng)水蒸氣分壓大于0.025 MPa時(shí)，氧化生成的SiO2層中有氣泡產(chǎn)生，并且氣泡的數(shù)量隨著分壓的增加而增加。Terrani等[63]研究了SiC在1200～1700 ℃水蒸氣環(huán)境下的失效行為，水蒸氣壓力0.1～2 MPa，流速0.23～145 cm/s。結(jié)果表明，SiC的揮發(fā)速率與水蒸氣壓力密切相關(guān)，與水蒸氣的流速相關(guān)性較弱。在高水蒸氣壓力條件下，形成的氧化物層呈多孔結(jié)構(gòu)，構(gòu)成了水蒸氣入侵的通道，加速了材料的衰退。

水蒸氣不僅能加速SiC基體的氧化，同樣也能加速界面層和SiC纖維的氧化。如SiC/SiC復(fù)合材料中常用的BN界面層，在水氧環(huán)境下則會(huì)先被氧化成B2O3，然后與水在不同的溫度條件下反應(yīng)生成HxByOz[64]：

Mall等[65]研究了不同溫度水氧環(huán)境下的SiC/SiC復(fù)合材料的退化機(jī)制，發(fā)現(xiàn)在400 ℃和950 ℃下BN界面層主要表現(xiàn)為開裂、退化和揮發(fā)等形式的損傷；而750 ℃下BN會(huì)形成硼硅酸玻璃，導(dǎo)致纖維出現(xiàn)粉化，復(fù)合材料性能衰減得更嚴(yán)重。潮濕氧化環(huán)境對(duì)BN界面層比對(duì)PyC界面層的破壞性更強(qiáng)。Lu等[66]利用CT觀察發(fā)現(xiàn)，在潮濕氧化環(huán)境后，SiC/SiC復(fù)合材料中的BN界面層受到明顯破壞，與SiC/PyC/SiC復(fù)合材料相比，SiC/BN/SiC材料會(huì)在內(nèi)部結(jié)構(gòu)中產(chǎn)生了更多的孔隙。Yao等[67]的研究結(jié)果表明，水蒸氣顯著加速了Hi-Nicalon型SiC纖維的氧化，導(dǎo)致復(fù)合材料性能退化；Robertson等[68]將Hi-Nicalon S型纖維在水蒸氣環(huán)境下處理后，其表面會(huì)形成一層SiO2，纖維持久壽命比空氣中處理的顯著降低。

2.3 燃?xì)猸h(huán)境

當(dāng)處于燃?xì)猸h(huán)境時(shí)，SiC/SiC復(fù)合材料會(huì)表現(xiàn)出不同的性能衰退機(jī)制。Panakarajupally等[69-70]研究了SiC/BN/SiC復(fù)合材料在燃?xì)猸h(huán)境與等溫高溫爐中的氧化行為，結(jié)果表明，在燃?xì)猸h(huán)境下材料表現(xiàn)出更嚴(yán)重的脆性斷裂行為；同時(shí)發(fā)現(xiàn)燃?xì)猸h(huán)境下由于加熱-冷卻會(huì)在試樣中產(chǎn)生明顯的熱梯度，在疲勞循環(huán)的峰值載荷下，試樣背面將承受比施加應(yīng)力更高的凈拉伸應(yīng)力，使得橫向基體開裂加劇，燃燒氣體則可輕易地進(jìn)入復(fù)合材料內(nèi)部，導(dǎo)致出現(xiàn)氧化和快速失效；在疲勞循環(huán)的谷值載荷下，試樣受熱側(cè)會(huì)受到壓縮應(yīng)力，在復(fù)合材料基體中產(chǎn)生多軸層間應(yīng)力和剪切應(yīng)力，導(dǎo)致層間出現(xiàn)縱向開裂。Kim等[41]的研究同樣表明，對(duì)于特定的施加應(yīng)力，燃?xì)猸h(huán)境下試樣的疲勞壽命比高溫爐中的約低一個(gè)數(shù)量級(jí)，燃燒火焰導(dǎo)致試樣加熱的正面產(chǎn)生了壓縮應(yīng)力，背面產(chǎn)生了更高的拉伸應(yīng)力，局部存在的熱應(yīng)力提高了試樣所受應(yīng)力，降低了裂紋形成和擴(kuò)展的應(yīng)力閾值，所形成的基體裂紋成為氧化物種的擴(kuò)散通道，同時(shí)燃?xì)庵泻写罅康乃魵饧铀倭薆N界面層的氧化，使復(fù)合材料性能快速退化。Obguji等[71]對(duì)比了800 ℃燃?xì)猓魉?00 m/s）、水蒸氣分壓占10%的環(huán)境下，與靜態(tài)高溫爐、水蒸氣分壓占90%的環(huán)境下材料的力學(xué)性能衰減行為，結(jié)果表明，前者衰減更嚴(yán)重。作者認(rèn)為這主要是由于高流速的火焰能夠使氧化性氣體更深入復(fù)合材料內(nèi)部。上述研究表明在燃?xì)猸h(huán)境下由于熱應(yīng)力、水蒸氣等因素的存在，將導(dǎo)致復(fù)合材料產(chǎn)生比高溫爐中更嚴(yán)重的退化行為。

3 結(jié)束語(yǔ)

近年來(lái)，聲發(fā)射、電阻監(jiān)測(cè)、數(shù)字圖像相關(guān)（DIC）、原位CT和SEM等新方法在SiC/SiC復(fù)合材料上的應(yīng)用，突破了傳統(tǒng)的力學(xué)實(shí)驗(yàn)-斷口觀測(cè)的斷裂失效研究模式，獲得了豐富的SiC/SiC復(fù)合材料損傷演化和失效行為研究的信息。本文綜述的失效行為研究進(jìn)展，很多即建立在對(duì)這些方法的綜合運(yùn)用上。聲發(fā)射和電阻監(jiān)測(cè)均可檢測(cè)到裂紋萌生和增殖的實(shí)時(shí)情況[72-74]。其中，聲發(fā)射可以用來(lái)預(yù)測(cè)SiC/SiC復(fù)合材料的持久壽命[54]。電阻監(jiān)測(cè)可以在高溫、高壓和腐蝕性環(huán)境中使用，因?yàn)榧词箤?dǎo)線連接在冷區(qū)也可以反映熱區(qū)阻值變化[74]。DIC可反映由力熱加載引起的材料表面面內(nèi)位移和應(yīng)力場(chǎng)分布。原位CT對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料的裂紋萌生和擴(kuò)展進(jìn)行實(shí)時(shí)觀測(cè)，目前已有從室溫到1750 ℃下開展實(shí)驗(yàn)的報(bào)道[27]。聲發(fā)射與原位CT結(jié)合，檢測(cè)到聲發(fā)射信號(hào)再用CT采集圖像，可以節(jié)約實(shí)驗(yàn)時(shí)間[13]。同步輻射X射線光源在原位CT上的應(yīng)用，美國(guó)、法國(guó)、英國(guó)和澳大利亞等已有報(bào)道，極大地提高了CT的分辨率并大幅縮減了實(shí)驗(yàn)時(shí)間。原位SEM也是一種裂紋萌生和擴(kuò)展的實(shí)時(shí)觀測(cè)手段，盡管只能觀察表面，但是分辨率可以比CT更高，與DIC手段結(jié)合甚至能夠檢測(cè)到納米尺度的微裂紋[75]。有關(guān)方法的成熟度還有待進(jìn)一步提高。例如，聲發(fā)射信號(hào)和SiC/SiC復(fù)合材料電阻阻值下降已經(jīng)能夠同損傷的發(fā)生很好地關(guān)聯(lián)起來(lái)，但是對(duì)應(yīng)的損傷模式還有待進(jìn)一步細(xì)化。

SiC/SiC復(fù)合材料種類眾多，因纖維種類、預(yù)制體結(jié)構(gòu)、界面層體系、基體致密化方式、封閉涂層或環(huán)境障涂層的有無(wú)及種類等，斷裂和腐蝕失效方式有著巨大的差異，有待針對(duì)特定的SiC/SiC復(fù)合材料體系采用多種方法表征其失效行為。在已有的報(bào)道中，以高溫空氣環(huán)境、高溫水蒸氣環(huán)境下的力學(xué)實(shí)驗(yàn)為多，有待進(jìn)一步模擬實(shí)際使用環(huán)境，如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的燃?xì)猸h(huán)境。相信隨著SiC/SiC復(fù)合材料工藝的進(jìn)一步成熟和應(yīng)用的進(jìn)一步拓展，必將有更多的相關(guān)失效行為研究涌現(xiàn)出來(lái)，對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料研制起到更好的指導(dǎo)作用。