琚印超, 劉小勇, 王琴, 張偉剛, 魏璽

超高溫復相陶瓷基復合材料燒蝕行為研究

琚印超1,2, 劉小勇2, 王琴2, 張偉剛3, 魏璽2

(1. 北京航空航天大學 能源與動力工程學院, 北京 100191; 2. 中國航天科工集團公司 北京動力機械研究所, 高超聲速沖壓發(fā)動機技術重點實驗室, 北京 100074; 3. 中國科學院 過程工程研究所, 多相復雜系統國家重點實驗室, 北京 100190)

采用前驅體浸漬熱解(PIP)工藝制備了ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC和HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料, 復合材料中的超高溫陶瓷相均呈現出亞微米/納米均勻彌散分布的特征, 對比研究了上述材料在大氣等離子和高溫電弧風洞考核環(huán)境中的超高溫燒蝕行為。研究結果表明, 超高溫復相陶瓷基復合材料相比傳統的未改性SiC基復合材料, 燒蝕后復合材料表面原位生成了固液兩相致密氧化膜, 兩相協同作用實現了抗沖蝕和抗氧化的效果, 對液相SiO2的流失起到了阻礙作用, 提升了材料的超高溫燒蝕性能。在此基礎上, 提出了設計超高溫復相陶瓷基復合材料應考慮的因素。上述研究結果對陶瓷基復合材料在超高溫有限壽命領域的應用具有一定的指導意義。

超高溫; 復相陶瓷基復合材料; 燒蝕行為; 基體設計; SiC

陶瓷基復合材料具有密度低、比強度高、熱膨脹系數小、耐高溫、耐熱沖擊、耐燒蝕和假塑性斷裂等優(yōu)異性能, 在航空、航天等國防領域和新能源、交通運輸、高溫化工等民用領域具有廣闊的應用前景[1-3]。隨著服役溫度升高, 基體分別采用玻璃基、氧化物基和非氧化基復合材料。目前, 研究最多的是以SiC為基體的復合材料, SiC陶瓷基復合材料是一種可在2000 K以下溫度的氧化氣氛中長時間使用的熱結構材料, 但在更高溫度及高速氣流沖蝕的服役環(huán)境中, 例如高馬赫數超燃沖壓發(fā)動機燃燒室環(huán)境, 單靠SiC基體無法保證復合材料具有優(yōu)異的綜合服役性能, 通常需要引入超高溫陶瓷相來提升復合材料的超高溫耐燒蝕性能[4-5]。

超高溫陶瓷通常是指Zr、Hf、Ta等過渡金屬的硼化物、碳化物及氮化物, 其中又以Zr、Hf的硼化物和碳化物為主, 工程應用前景也最為廣闊[6-11]。在SiC基復合材料內部引入超高溫陶瓷相的常規(guī)方法有固相法[12-16]、氣相法[17-18]和液相法[19-27]等。采用固相法引入的顆粒尺寸通常在1～10 μm, 并且分布不均勻并伴有團聚現象, 因此超高溫陶瓷相與SiC相之間的協同抗氧化耐燒蝕能力相對較弱。氣相法通常是采用化學氣相滲透(CVI)技術引入超高溫陶瓷相, ZrCl4、CH4以及BCl3常作為鋯源、碳源和硼源, 通過控制合適的沉積工藝和工裝方式, 可以氣相生長出ZrC或ZrB2陶瓷。由于鋯源的分子量大, 擴散系數比碳源和硼源小, 因此ZrC或ZrB2的CVI過程多發(fā)生在預制體的表面附近, 通常不易沉積到厚壁構件的中心區(qū)域, 而表面易出現封孔現象, 所以氣相法沉積ZrC或ZrB2通常用作表面的防氧化涂層。另外, 用CVI法制備ZrB2(ZrC)-SiC復相陶瓷, 通常是先沉積一層ZrB2/ZrC, 再沉積一層SiC, 如此反復多次從而達到復合的效果。由于超高溫陶瓷相與SiC相間的接觸面積相對較小, 因此兩相的協同抗氧化耐燒蝕作用相對較弱。液相法通常采用反應熔鹽浸滲(RMI)的方法使熔融鋯、鉿合金與熱解炭反應生成ZrC, 或者通過浸漬熱解工藝將不同含鋯有機前驅體引入到復合材料內部。含鋯前驅體可分為溶于乙醇等極性溶劑的前驅體或溶于甲苯等弱極性溶劑的前驅體, 前者與最常用的SiC陶瓷有機前驅體聚碳硅烷(Polycarbosilane, PCS)無法共溶于同一種溶劑中, 只能將鋯、鉿前驅體與PCS分別浸漬熱解, 多次循環(huán)后制得ZrB2(ZrC)-SiC復合材料。因

此, ZrB2(ZrC)與SiC間的協同抗氧化燒蝕作用較弱, 后者可以與PCS溶于同一種溶劑, 因而可以實現PCS與超高溫陶瓷前驅體的分子級共融熔。采用PIP法可以在一次循環(huán)過程中將超高溫陶瓷相和SiC相同時引入復合材料內部, 熱解后可以得到亞微米甚至納米級均勻分布的復相陶瓷基體, 因此復相陶瓷基體的協同耐燒蝕性能相對較好[19-21,26-27]。

本研究以溶于弱極性溶劑的鋯、鉿有機前驅體和聚碳硅烷的共混物為浸漬液, 采用前驅體浸漬熱解工藝分別制備了ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC和HfB2- HfC-SiC復相陶瓷基復合材料。由于在2000～2700 K的超高溫環(huán)境中使用時, 耐燒蝕性能是陶瓷基復合材料最難以解決的核心問題, 因此, 本工作主要研究了上述復合材料在大氣等離子環(huán)境和電弧風洞環(huán)境中的燒蝕行為, 從燒蝕性能方面考量, 提出了設計超高溫復相陶瓷基復合材料基體應考慮的重要因素, 并給出了該領域后續(xù)研究的探索方向。

1 實驗方法

1.1 制備復合材料

選用T300炭纖維二維針刺氈為預制體(宜興市天鳥高新技術有限公司), 纖維體積分數為17%。首先采用等溫CVI法在炭纖維表面沉積一層熱解炭, CVI工藝如下: 丙烷為碳源, 沉穩(wěn)溫度為1200 K, 總壓10 kPa, 氣體流量4 L/min, 并控制停留時間在1 s內。然后采用PIP工藝將ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC或HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基體分別引入復合材料內部。采用中國科學院過程工程研究所研制的聚碳鋯氧烷、聚鋯硼烷、聚碳鉿氧烷和聚鉿硼烷作為ZrC、ZrB2、HfC和HfB2陶瓷有機前驅體[28-29], 采用國防科技大學研制的聚碳硅烷為SiC有機前驅體, 將兩類前驅體共混于二甲苯中形成ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC或HfB2-HfC-SiC復相陶瓷有機前驅體。采用真空浸漬的方法, 通過毛細管力將不同的復相陶瓷有機前驅體分別引入復合材料內的孔隙中, 而后在大氣環(huán)境中400 K交聯和高溫熱解得到ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC或HfB2-HfC-SiC復相陶瓷改性基體。熱解工藝為氬氣氣氛, 熱解溫度1770 K, 保溫時間2 h, 升溫速率2 K/min。重復上述PIP過程多次, 直到復合材料的開氣孔率小于10%。

1.2 表征與測試方法

采用阿基米德排水法測試材料的密度及開孔率。采用大氣等離子和高溫電弧風洞兩種燒蝕環(huán)境, 在本實驗室的高頻等離子炬燒蝕試驗機上進行大氣等離子燒蝕實驗, 試樣尺寸為30 mm×30 mm×10 mm, 試驗條件為電弧電壓(65±5) V、電弧電流(440±10) A、加熱器功率約為30 kW、氬氣壓力40 MPa、氬氣流量0.6 L/min、噴嘴直徑8 mm、燒蝕溫度2450 K; 采用地面高溫電弧風洞進行電弧風洞燒蝕試驗, 試樣尺寸為100 mm×100 mm×5 mm, 模擬來流條件為總壓0.6 MPa、溫度2200～2300 K、流速0.6馬赫(1馬赫=340 m/s)、氣氛為壓縮空氣。采用D/max-rB型X射線衍射儀和JSM-5800掃描電子顯微鏡(SEM)分析表征燒蝕后材料的物相組成、顯微組織和成分。

2 結果與討論

2.1 復合材料的微觀結構

2.1.1 ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料

圖1(a)為ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜, 從圖中可以看出, 經過高溫熱處理后, 有機鋯和聚碳硅烷完全反應轉化為ZrC和SiC[30], 基體的主要物相為ZrC、SiC和C, 但由于炭纖維石墨化程度較低, 衍射峰不顯著。

圖1 ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜(a)和SEM照片(b, c)

圖1(b, c)為ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的SEM照片, 圖中黑色部分為炭纖維和熱解炭基體, 灰色連續(xù)部分為SiC基體, 白色離散部分為ZrC基體。ZrC-SiC復相陶瓷基體呈現出納米均勻彌散分布的特征, ZrC相的尺寸為50～200 nm。一般認為, 超高溫陶瓷相與SiC相的尺寸越小, 分散越均勻, 則復相陶瓷的耐燒蝕性能越好[31]。納米/亞微米ZrC顆粒均勻分散到SiC相中, 這種特有的微結構有利于提高復合材料的抗氧化和耐燒蝕性能。

2.1.2 ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料

圖2(a)為ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜, 從圖中可以看出含有六方相ZrB2、立方相ZrC、立方相SiC以及少量的C, 其中C是由復合前驅體裂解生成的。經過高溫熱處理后形成了ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料。

圖2(b, c)為ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的SEM照片, 圖中白色離散部分為ZrB2和ZrC基體, 尺寸為100～300 nm, 呈現均勻彌散分布。

2.1.3 HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料

圖3(a)為HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜, 從圖中可以看出經過高溫熱處理后, 基體主要由HfB2、HfC、SiC和C組成, 并含有微量的HfO2, 但由于前驅體自身的氧含量較高, 裂解過程中碳化還原及硼熱還原不完全, 導致殘留一定的氧元素[32]。

圖2 ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜(a)和SEM照片(b,c)

圖3 HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料的XRD圖譜(a)和SEM照片(b, c)

圖3(b, c)為HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料的SEM照片, 白色離散部分為HfB2和HfC基體, 尺寸為100～300 nm, 呈均勻彌散分布狀態(tài)。

2.2 復合材料燒蝕實驗結果對比

2.2.1 大氣等離子燒蝕實驗(2450 K)

ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的線燒蝕率為0.59 μm/s, 遠低于C/SiC復相陶瓷基復合材料(對比樣)的線燒蝕率(15.97 μm/s), 燒蝕后的表面微觀形貌如圖4(a, b)所示。從圖4(a, b)中可以看出, 復合材料表面原位生成了一層致密的ZrO2-SiO2復相氧化物膜。在該燒蝕環(huán)境中, ZrO2為固相, SiO2為液相, 在協同作用下形成了既抗沖蝕(固相ZrO2釘扎作用)又抗氧化(液相SiO2填充孔洞、彌合缺陷作用)的致密氧化物保護層, 提升了復合材料的超高溫耐燒蝕性能。

ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料線燒蝕率為1.32 μm/s, 略高于ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的線燒蝕率, 圖4(c, d)為其燒蝕后的表面微觀形貌。從圖4(c, d)中可以看出, 復合材料表面原位生成了一層結構完整的ZrO2-SiO2復相氧化物膜, 在兩相分布均勻區(qū)域為致密氧化膜, 而在富含SiO2的區(qū)域存在一些氣孔, 這是由于ZrB2氧化生成的B2O3在考核溫度下的飽和蒸汽壓高, 氣體揮發(fā)形成氣孔, 同時破壞了復合材料表面生成的致密復相膜, 導致下層復合材料進一步發(fā)生氧化, 因此在等離子燒蝕環(huán)境中ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料比ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的抗燒蝕性能略差。

圖4 ZrC-SiC(a,b)和ZrB2-ZrC-SiC(c,d)復相陶瓷基復合材料經大氣等離子燒蝕(2450 K)后的表面SEM照片

2.2.2 高溫電弧風洞燒蝕實驗(2200 K)

ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的抗燒蝕性能急劇下降, 2200 K時的線燒蝕率為9.8 μm/s, 這是由于表面復相氧化膜的完整性遭到了破壞。只有形成致密的氧化膜才能阻止復合材料的進一步燒蝕, C相氧化在材料表面留下的孔洞以及原有的氣孔要由陶瓷相氧化的體積膨脹填充。在等離子燒蝕環(huán)境中, 由于等離子焰流垂直于試樣表面, 燒蝕中心主體氣流流速慢, SiO2流失主要是由氣相擴散傳質到低流速的主體氣流中, 因而流失速率低, ZrC-SiC基體氧化后生成的ZrO2-SiO2復相陶瓷膜的完整性保持良好; 而在電弧風洞環(huán)境中, 由于氣流平行于材料表面, 主體氣流流速快, 對流傳質對SiO2流失起到主導作用, ZrC氧化后體積膨脹小, 很難完全填充C相氧化后留下的孔洞, 逐漸造成復合材料表面氧化膜中形成較大的貫穿性孔洞, 導致SiO2的流失, 并成為氧化性氣氛的氣相擴散通道直達下層復合材料表面, 下層氧化又導致表層氧化膜與復合材料間的黏附力下降, 最終導致表層氧化膜因氣流的機械沖刷而脫落, 燒蝕率大幅增加。圖5為ZrC-SiC復相陶瓷電弧風洞燒蝕后的表面形貌, 材料表面原位生成了致密的氧化膜, 但氧化膜中存在大小不等的孔洞和裂紋。

ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的線燒蝕率僅為0.33 μm/s, 比ZrC-SiC復合材料的抗燒蝕性能大幅提升, 這是由于加入ZrB2相增大了氧化后氧化膜的體積膨脹, 復合材料表面生成的復相氧化膜更容易填充C相氧化后殘留的孔洞。雖然生成的B2O3相會快速揮發(fā), 但由于ZrO2相在復合材料表面的分布已經覆蓋了C相殘留的孔洞, 氧化膜的整體完整性相對較好, ZrO2的空間網絡結構復雜, SiO2相揮發(fā)要經歷的氣相擴散路徑更曲折, 抗燒蝕性能提升。

圖5 ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料經電弧風洞燒蝕(2200 K)后表面氧化膜的SEM照片

ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料中SiO2相的揮發(fā)可用SiO2在空間網絡結構中的傳質表示, 即可用多孔介質中的傳質連續(xù)方程式(1)表示[33]:

流體在多孔介質中的擴散與多孔介質的結構參數密切相關, 一般可由式(2)表示:

由式(1)和式(2)可知, 加大擴散路徑的曲折度會降低SiO2相的擴散系數, 從而降低其流失速率, 因此復雜的ZrO2空間網絡結構對SiO2相的流失起到限制作用。由以上分析可知, 在ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料中引入ZrB2相提升了抗高溫電弧風洞的燒蝕性能。

2.2.3 高溫電弧風洞燒蝕實驗(2300 K)

當高溫電弧風洞的考核溫度提升到2300 K時, ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的耐燒蝕性能嚴重下降, 線燒蝕率由0.33 μm/s大幅增加至5.3 μm/s。圖6為2300 K電弧風洞考核后的氧化膜表面形貌, ZrO2與SiO2分相嚴重, 表明亞微米ZrB2/ZrC原位生成的ZrO2有很強的燒結活性, 在電弧風洞中通過對流傳質帶走揮發(fā)性物質的現象顯著增強, 氣流促使結合力弱的固態(tài)ZrO2顆粒相互靠近, 也促進了ZrO2固相顆粒的燒結, 導致ZrO2的復雜空間網絡結構消失, SiO2相揮發(fā)嚴重, 在材料表面出現不同尺度的氣泡。ZrO2相復雜空間網絡結構消失及SiO2加速流失導致材料表面的ZrO2-SiO2復相保護膜失效, 最終材料燒蝕量大幅增加。

HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料的線燒蝕率僅為0.17 μm/s, 遠低于相同條件下ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料的線燒蝕率, 耐燒蝕和抗氧化性能提升顯著, 燒蝕后的表面復相氧化膜的微觀形貌見圖7, 表面原位生成的致密HfO2-SiO2復相氧化膜保存完好, 存在少量氣泡。HfO2為固相, SiO2為液相。

圖6 ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料經電弧風洞燒蝕(2300 K)后表面氧化膜的SEM照片

圖7 HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料經電弧風洞燒蝕(2300 K)后表面氧化膜的SEM照片

對比圖6和圖7, 在相同2300 K電弧風洞考核下, HfO2比ZrO2的空間網絡結構復雜。在HfO2-SiO2復相氧化膜中, HfO2的空間網絡結構涵蓋著從幾十納米至幾十微米的多個尺度范圍, 液相SiO2填充HfO2相間的孔洞, 復雜的空間網絡結構阻礙了氣相SiO2的擴散, 最終導致HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料具有優(yōu)異的抗電弧風洞燒蝕性能。同時, 納米陶瓷顆粒的燒結活性受其熔點影響, 燒結溫度越靠近熔點, 其燒結活性越高。由于ZrO2的熔點低于HfO2, 導致在相同燒蝕條件下ZrO2的燒結活性強于HfO2, 因此ZrO2更易于燒結, 而HfO2能更有效地保持其復雜的空間網絡結構, 最終使HfO2-SiO2氧化膜的空間網絡結構能夠在更高的溫度下保持整體結構的完整性, HfO2對SiO2的流失起到了釘扎和阻礙作用。

表1匯總了實驗結果, 可以看出材料的孔隙率對燒蝕性能的影響相對較小, 在復合材料內部引入復相陶瓷提升了超高溫條件下的抗氧化耐燒蝕性能。

2.3 設計超高溫復相陶瓷基復合材料應考慮的因素

在各種不同測試環(huán)境和條件下, 超高溫陶瓷基復合材料表面原位生成氧化膜的完整性是保障材料具有優(yōu)異燒蝕性能的基本條件; 而在表面氧化物膜整體保持完整的前提下, 液態(tài)氧化物的流失速度是決定表面氧化物膜完整性的核心因素之一; 而復合材料表面原位生成固態(tài)氧化物空間網絡結構的復雜程度是決定液相氧化物流失難易程度的核心因素之一。固相氧化物的空間結構越復雜, 則對SiO2相流失的制約作用越大, 固液兩相氧化膜能夠在更長的時間內保持結構完整性。超高溫陶瓷的顆粒越細、分布越均勻, 則生成的固相氧化物的結構越復雜; 而生成的固相氧化物熔點越高, 則同等條件下燒結擴散的活性越低, 固相氧化膜便能在更高的溫度下保持空間網絡結構的穩(wěn)定性和復雜性, 因而復合材料的抗燒蝕性能越好。

基于以上結果, 從燒蝕性能方面考量, 設計超高溫復相陶瓷基復合材料應考慮以下因素: 原位生成氧化物膜的完整性; 液態(tài)氧化物的流失速度; 固液兩相復合氧化膜中固相空間網絡結構的復雜性; 固相空間網絡結構的穩(wěn)定性。應繼續(xù)開展如下進行研究:

1)為了降低液態(tài)氧化物的流失速度, 可在超高溫復相陶瓷基復合材料中加入熔點高于SiO2且在服役環(huán)境中呈玻璃態(tài)的物質, 在更高的溫度下起到封孔作用。

2)為了提升固液兩相復合氧化膜中固相空間網絡結構的復雜性, 可進一步細化超高溫陶瓷相的顆粒, 由目前的亞微米級均勻分布提升至納米級均勻分布, 可提升復合材料本征超高溫燒蝕性能。

3)為了提升固相氧化物空間網絡結構的穩(wěn)定性, 可引入HfO2或ZrO2燒結鈍化劑, 降低燒結活性, 使其在更高的溫度下保持原位生成的固相氧化物的空間網絡結構, 提升復合材料的耐用溫度。

3 結論

1) 采用PIP工藝制備了ZrC-SiC、ZrB2-ZrC-SiC和HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料, 復合材料中的超高溫陶瓷相呈現亞微米/納米均勻彌散分布, 其特征尺寸在50～300 nm; 復合材料的超高溫燒蝕性能優(yōu)于傳統的復合材料燒蝕性能。

2) ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料在2450 K大氣等離子環(huán)境中的線燒蝕率為0.59 μm/s, 遠低于C/SiC復合材料對比樣的線燒蝕率; 燒蝕后復合材料表面原位生成了ZrO2-SiO2固液兩相致密氧化膜, 兩相協同作用達到了既抗沖蝕又抗氧化的作用, 提升了超高溫燒蝕性能; 但在2200 K電弧風洞實驗中,表面氧化膜的整體結構不完整, 材料的耐燒蝕性能明顯下降, 線燒蝕率高達9.8 μm/s。

表1 氣孔率對不同材料燒蝕性能的影響

3) ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料在2450 K大氣等離子環(huán)境中的線燒蝕率為1.32 μm/s, 在2200 K電弧風洞中的線燒蝕率僅為0.33 μm/s。在上述兩種考核環(huán)境中, 原位生成的ZrO2相均能保持復雜空間網絡結構的完整性, 從而對SiO2的流失起到阻礙作用, 表現出優(yōu)異的耐燒蝕性能。

4) ZrB2-ZrC-SiC復相陶瓷基復合材料在2300 K電弧風洞中的燒蝕性能下降嚴重, 線燒蝕率升至5.3 μm/s, 而HfB2-HfC-SiC復相陶瓷基復合材料在該條件下依然具有極其優(yōu)異的抗燒蝕性能, 線燒蝕率僅為0.17 μm/s。

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Ablation Behavior of Ultra-high Temperature Composite Ceramic Matrix Composites

JU Yinchao1,2, LIU Xiaoyong2, WANG Qin2, ZHANG Weigang3, WEI Xi2

(1. School of Energy and Power Engineering, Beihang University, Beijing 100191, China; 2. Science and Technology on Scramjet Laboratory, Beijing Power Machinery Research Institute, China Aerospace Science and Industry Corporation Limited, Beijing 100074, China; 3. State Key Laboratory of Multiphase Complex Systems, Institute of Process Engineering, Chinese Academy of Sciences, Beijing 100190, China)

Ultra-high temperature composite ceramic matrix composites ZrC-SiC, ZrB2-ZrC-SiC and HfB2-HfC-SiC were fabricated by precursor infiltration and pyrolysis method. The ultra-high temperature ceramic phases in the materials were characterized by submicron/ nanometer uniform dispersion distribution. Ablation behaviors of ZrC-SiC, ZrB2-ZrC-SiC and HfB2-HfC-SiC matrix composites under atmospheric plasma and on-ground arc-jet wind tunnel were investigated comparatively. The main factors that affect design for ultra-high temperature composite ceramic matrix composites were summarized. The result shows that, compared with traditional SiC-based composites, ultra-high temperature composite ceramic matrix composites have a solid-liquid two-phase dense oxide film formedon the surface of the composites after ablation. Synergistic effect of the two phases has achieved effects of erosion resistance and oxidation resistance, which plays a very important role in hindering the loss of liquid SiO2and greatly improves the ultra-high temperature ablation performance of the materials. On this basis, the important factors that should be considered in the matrix design of ultra-high temperature composite ceramic matrix composites are obtained. The above results have instructional significance for the ultra-high temperature and the limited life application of ceramic matrix composites.

ultra-high temperature; composite ceramics; matrix composites; ablation behavior; SiC

2021-03-23;

2021-05-21;

2021-06-01

琚印超(1985–), 男, 博士研究生. E-mail: by1704142@buaa.edu.cn

JU Yinchao (1985–), male, PhD candidate. E-mail: by1704142@buaa.edu.cn

魏璽, 高級工程師. E-mail: weixi31s@163.com

WEI Xi, senior engineer. E-mail: weixi31s@163.com

1000-324X(2022)01-0086-07

10.15541/jim20210182

V435

A