國外航空發動機用SiCf/SiC復合材料的材料級性能測試研究進展

劉 虎，楊金華，周怡然，呂曉旭，齊 哲，焦 健

(1 中國航發北京航空材料研究院 先進復合材料國防科技重點實驗室，北京 100095；2 中國航發北京航空材料研究院航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室，北京 100095)

SiCf/SiC陶瓷基復合材料是指以SiC纖維為增強材料、SiC陶瓷為基體的復合材料，它不僅保持了SiC陶瓷基體耐高溫、高強度、低密度、抗氧化等優點，還充分發揮了SiC纖維的增強增韌作用，有效克服了單相陶瓷脆性大、對裂紋敏感、可靠性差等致命缺點[1-2]。與高溫合金相比，SiCf/SiC陶瓷基復合材料具有更低的密度(通常為2.0～3.0g/cm3，僅為高溫合金的1/3～1/4)，更高的耐溫性(非冷卻條件下>1200℃)，將其應用于航空發動機可實現結構減重、簡化冷卻結構、減少冷氣用量、提升燃燒效率、提高推重比/功重比，是航空發動機熱端構件最具發展潛力的熱結構材料之一，因而成為各國競相研究的熱點[3-5]。

經過數十年的研究，現已發展形成多種陶瓷基復合材料制備工藝，其中較具代表性的工藝主要有：化學氣相滲透(chemical vapor infiltration,CVI)工藝[6-7]、聚合物浸漬裂解(polymer infiltration and pyrolysis process， PIP)工藝[8-11]和熔滲(melt infiltration，MI)工藝[4]，其中熔滲工藝還分為反應熔滲和非反應熔滲兩種。三種工藝的區別主要在于SiC基體的致密化方式：CVI工藝采用氣態前驅體(如三氯甲基硅烷等)在SiC纖維表面裂解、沉積得到SiC基體[12]；PIP工藝通常將纖維預制體浸漬在液態前驅體(如聚碳硅烷等)中，經高溫裂解使前驅體陶瓷化，重復浸漬-裂解過程得到致密的SiC基體[13-14]；反應熔滲是將熔融硅滲入到多孔碳預制體中，碳與硅反應生成SiC基體[15]；非反應熔滲中滲入到基體孔隙內的熔融硅主要起填充作用，未發生硅與碳的反應[16]。陶瓷基復合材料的性能與制備工藝密切相關，不同工藝制備的材料性能存在一定的差異。

航空發動機用SiCf/SiC復合材料的材料級測試對后期部件的考核驗證至關重要，若材料級性能測試不夠充分，對材料性能掌握得不夠全面，當部件在試車過程中出現故障時，材料、設計、制造工藝的原因往往糾纏在一起，難以甄別故障的主導因素。美國等國家SiCf/SiC復合材料的應用水平普遍較高，這與其早期對材料基本性能系統的研究和有效的評價表征密不可分，目前已建立起一套較為全面的SiCf/SiC復合材料的評價方法，形成了相對完善的理論體系。鑒于此，本文梳理總結了國外在SiCf/SiC復合材料的基本物理性能、力學性能以及使用性能等材料級性能測試方面開展的研究，以期為該材料的后續研究和應用提供參考。

1 SiCf/SiC復合材料材料級性能測試評價

1.1 物理性能

SiCf/SiC復合材料基本物理性能測試項目主要包括密度、氣孔率、熱導率及熱膨脹系數等。

(1)密度和氣孔率

復合材料的密度可分為表觀密度和體積密度[17-18]，前者為干燥材料的質量與其表觀體積(固體材料和閉氣孔體積之和)之比，后者為干燥材料的質量與其塊體體積(固體材料、開氣孔和閉氣孔的體積之和)之比；氣孔率指復合材料中氣孔體積(包括閉氣孔和開氣孔之和)與塊體體積之比。密度和氣孔率可通過阿基米德排水法測得[19-20]。氣孔率反映了復合材料的致密程度，也影響了復合材料的密度。不同工藝制備的SiCf/SiC復合材料具有不同的氣孔率和密度，從表1可以看出，采用MI工藝制備的復合材料氣孔率通常較低，一般不超過6%(體積分數，下同)，密度在2.6～2.9g/cm3之間；CVI及CVI+PIP工藝的氣孔率相對較高，一般不低于10%，密度小于2.6g/cm3。

復合材料氣孔率的差異也反映在其微觀結構上，不同工藝制備的SiCf/SiC復合材料典型微觀結構如圖1所示[21]，從圖中可以看出，MI工藝制備的復合材料基體中孔隙較少，且主要集中在纖維束內；CVI復合材料的束間存在大孔；而PIP復合材料由于聚合物前驅體的裂解收縮，在纖維束內和束間均能觀察到大量裂紋。

(2)熱導率

熱導率反映了材料的熱傳導能力，可由熱擴散系數、比熱容和密度的乘積計算得到。由于SiCf/SiC復合材料通常具有各向異性，其面內方向(平行于纖維)熱導率(λ//)與厚度方向(垂直于纖維)熱導率(λ┴)存在一定差異[22]，如表1所示,無論是CVI工藝還是MI工藝制備的復合材料，面內方向熱導率均高于厚度方向。熱導率還與復合材料的氣孔率和基體組成有關[16]，采用CVI工藝制備的復合材料氣孔率較高，因而熱導率較低，而MI工藝的則氣孔率較低，熱導率較高[23]；但即便采用同類型工藝制備的復合材料，熱導率也略有不同，如GE公司采用預浸料-熔滲工藝(Prepreg-MI)制備的復合材料，25℃下的λ//和λ┴分別為33.8，24.7W·m-1·K-1，而料漿-熔滲工藝(Slurry cast-MI)的λ//和λ┴分別為30.8，22.5W·m-1·K-1。Prepreg-MI復合材料熱導率高的原因是除了其具有更低的氣孔率(<2%)之外，還因為材料內部低熱導率的SiC纖維及BN界面層(與基體相比)含量也相對更低[3]。

此外，溫度也會影響復合材料的熱導率，高溫下材料的熱導率顯著下降，例如1200℃時，Prepreg-MI和Slurry cast-MI復合材料的λ//，λ┴均約為25℃時的一半。雖然λ//和λ┴都是重要的熱性能參數，但是在構件設計時，出于安全的考慮，數值更低的λ┴比λ//更為關鍵[16]。

(3)熱膨脹系數

熱膨脹系數是表征復合材料熱穩定性的重要參數，體現了材料在使用時的尺寸穩定性。若熱膨脹系數過大，材料在高溫下會產生較大的變形，尤其是當溫度場分布不均勻時，材料變形的不均勻性會對部件的結構穩定性造成嚴重影響[24]。SiCf/SiC復合材料通常具有較低的熱膨脹系數[22]，從表1可以看出，采用CVI和MI工藝制備的復合材料，其熱膨脹系數在(1.7～4.4)×10-6K-1的范圍內，低于常見的鎳基高溫合金，如GH4169合金的熱膨脹系數為18.7×10-6K-1(測試溫度為20～1000℃)，DD6單晶高溫合金的熱膨脹系數為16.75×10-6K-1(測試溫度為20～1200℃)[25]。

表1 不同工藝制備的SiCf/SiC復合材料基本物理性能和力學性能[3,16,26]Table 1 Fundamental physical and mechanical properties of SiCf/SiC composites prepared by different techniques[3,16,26]

圖1 不同工藝制備的SiCf/SiC復合材料典型微觀結構[21](a)MI;(b)CVI;(c)PIPFig.1 Representative microstructures of SiCf/SiC composites fabricated by different techniques[21](a)MI;(b)CVI;(c)PIP

1.2 力學性能

基本力學性能反映了復合材料在不同受力狀態下的抗破壞能力，是部件安全設計的重要指標，它直接關系到部件服役過程中的安全可靠性和對破壞的預測性[27]。SiCf/SiC復合材料基本力學性能主要包括面內拉伸性能(室溫/高溫)、層間拉伸強度(室溫)、層間剪切強度(室溫/高溫)、面內剪切強度(室溫/高溫)、壓縮強度(室溫/高溫)、彎曲強度(室溫/高溫)等，表1中列舉了典型SiCf/SiC復合材料牌號的部分力學性能，相關ASTM測試標準見表2。

面內拉伸性能是基本力學性能中最重要的力學性能之一，反映了復合材料抵抗外界拉伸力破壞作用能力的強弱[28]。圖2為Prepreg-MI復合材料典型的拉伸應力-應變曲線[29]，該曲線可大致分為四個階段：階段Ⅰ為彈性階段，應變隨應力成正比增加；階段Ⅱ中隨著應力的不斷增大，復合材料基體產生大量微裂紋，纖維從基體中脫粘，正是這種基體開裂和纖維脫粘行為使陶瓷基復合材料呈現出“假塑性斷裂”的特征，并帶來高韌性的效果；階段Ⅲ中，基體裂紋密度最終達到飽和，纖維從基體中完全脫粘；階段Ⅳ中纖維在更高的應力下發生斷裂。通過應力-應變曲線可得到復合材料的初始模量、比例極限、極限強度、斷裂應變等數據，其中比例極限尤為重要，它反映了基體產生微裂紋前所能承受的最大應力[30]，通常也是構件的最大設計應力[21]，但是卻很難對其進行精確的測定。對于Prepreg-MI復合材料，GE公司選取應變軸上截距為0.005%的點，過該點作應力-應變曲線初始階段的平行線，將平行線與曲線交點所對應的應力定為比例極限[29]。

表2 SiCf/SiC復合材料基本力學性能的相關ASTM測試標準Table 2 Some ASTM standards used for testing basic mechanical properties of SiCf/SiC composites

SiCf/SiC復合材料面內拉伸性能的影響因素有很多，如SiC纖維類型、纖維體積分數等，如表3所示[21,31-33]。從表中可以看出，對于分別采用Hi-Nicalon S和Tyranno SA3增強的MI復合材料，在相同的體積分數34.8%時，前者極限強度和斷裂應變更高，但初始模量和比例極限相比略低；對于相同纖維增強的同類工藝的復合材料，如Hi-Nicalon S增強的MI復合材料或Sylramic-iBN增強的PIP復合材料，纖維體積分數更高時，復合材料的極限強度通常也更高。同時，復合材料的面內拉伸性能也與測試溫度有關，且不同的性能參數受溫度的影響程度不同。GE公司[29]對Hi-Nicalon纖維增強的Prepreg-MI復合材料進行了拉伸性能測試，結果顯示：當測試溫度從25℃升至1200℃后，復合材料的初始模量呈小幅下降，由285GPa降至243GPa；比例極限則相對穩定，處于165～167MPa之間；極限強度隨溫度上升呈近線性下降趨勢，從321MPa下降至224MPa；斷裂應變對測試溫度最敏感，從0.89%驟降為0.31%。

圖2 Prepreg-MI復合材料典型拉伸應力-應變曲線[29]Fig.2 Typical tensile stress-strain behavior of Prepreg-MI CMC material and parameters used to characterize behavior[29]

表3 SiCf/SiC復合材料室溫面內拉伸性能(均為BN界面層)[21,31-33]Table 3 Room temperature in-plane tensile properties of SiCf/SiC composites (BN interphase)[21,31-33]

此外，纖維預制體結構也會影響復合材料的面內拉伸性能(如表4所示)，Morscher等[30,34-35]在此方面開展的研究表明：正交三向非均衡編織復合材料的加載方向纖維體積分數最大(28%)，其極限強度也最高(>575MPa)；三維角連鎖機織的加載方向纖維體積分數最小(10%)，其極限強度也最低(204MPa)。通常地，復合材料中加載方向上纖維體積分數越高時，高模量的SiC纖維可以承載更多的應力，減少了施加在基體上的應力，從而提高了基體開裂應力[34]。需要指出的是，雖然二維三軸編織的復合材料加載方向纖維體積分數為26%，僅略低于正交三向非均衡編織的28%，但是由于其承載纖維與加載方向存在23°夾角，導致拉伸時出現明顯的剪切破壞特征，使得極限強度比預期值要低得多[34-35]。同時，從表4中還可看出，二維五緞紋織物(雙束纖維)0°/90°鋪層復合材料的纖維平均斷裂應力(極限強度與加載方向纖維體積分數的比值)最高，為2526MPa，表明該種編織方式更有利于發揮纖維的承載能力。

表4 不同纖維預制體結構的SiCf/SiC復合材料面內拉伸性能(Sylramic-iBN纖維、MI工藝)[30,34-35]Table 4 In-plane tensile properties of SiCf/SiC composites with different fiber architectures (Sylramic-iBN fiber, MI technique)[30,34-35]

其他如剪切強度(層間、面內)、彎曲強度、壓縮強度等，也是陶瓷基復合材料設計、選材時的重要參考數據，在此不一一贅述。

1.3 SiCf/SiC復合材料使用性能

航空發動機的工作條件極為苛刻，SiCf/SiC復合材料的使用性能關乎其能否安全可靠的應用。國外相關研究機構根據發動機的實際工況，針對SiCf/SiC復合材料的使用性能開展了一系列實驗，包括高溫抗氧化性、高溫水/氧環境性能、疲勞及蠕變性能、抗熱沖擊性能以及抗外來物沖擊等測試表征，這些測試考查了熱、力、水、氧等因素對材料性能的影響，較為系統地揭示了該類材料在各種環境下的性能演變規律。

(1)高溫抗氧化性

高溫環境(>900℃)下，SiC材料將發生主動氧化或被動氧化[36-37]。氧分壓較低時，發生主動氧化，生成揮發性產物，導致材料質量減少，見式(1)。

SiC(s)+O2(g)→SiO(g)+CO(g)

(1)

氧分壓較高時，發生被動氧化，在SiC表面形成SiO2保護層，使得材料質量增加，見式(2)。

SiC(s)+3/2O2(g)→SiO2(s)+CO(g)

(2)

Nasiri等[36]研究了SiCf/SiC復合材料在1200～1400℃空氣環境中暴露1～48h的氧化行為，經測量試樣增重和氧化層厚度發現，氧化反應動力學呈拋物線規律。

(3)

式中:Δw為氧化前后質量變化;A為試樣總表面積;k為拋物線速率常數;t為氧化時間。當溫度越高、暴露時間越長，試樣增重越多，氧化層越厚。Ervin[38]認為氧向材料內部的擴散促使了氧化層的生長，因此SiCf/SiC復合材料的氧化過程受擴散機制控制。Pultz等[39]認為1270～1430℃下SiC的氧化與SiC/SiO2界面處CO的脫附密不可分，當CO釋放后，又形成新的氧化活性點，促使進一步的氧化。

氧化將會導致復合材料性能的退化，不同SiC纖維增強的復合材料性能退化程度不同。GE公司[29]比較了不同纖維增強的Prepreg-MI復合材料的抗氧化性，采用Hi-Nicalon纖維增強的復合材料在1200℃空氣中暴露4000h后極限強度退化小于10%，而在1315℃空氣中暴露1000h后強度退化達到約30%；而當采用耐高溫的Hi-Nicalon S纖維后，復合材料在1315℃空氣中暴露4000h極限強度退化小于10%，說明增強纖維的耐溫能力越高，復合材料的抗氧化性越好。

另外，試樣的處理方法也會影響復合材料的高溫抗氧化性。Unal等[40]為了模擬使用過程中復合材料基體出現裂紋或者加工表面裸露的情形，將邊緣未做封閉處理的CVI復合材料試樣暴露于1400℃的干燥氧氣環境中，50h后進行室溫力學性能測試。結果顯示氧化試樣的斷裂應力下降約50%，韌性同時發生大幅退化，XRD測試發現氧化試樣表面生成了方石英相。Morscher等[41]研究了不同預處理狀態的SiCf/BN/SiC MI復合材料(以BN為界面層、采用MI工藝制備的復合材料，下同)在應力存在下的氧化行為，一種為預開裂試樣，先將試樣在230MPa應力下拉伸致基體產生微裂紋，然后將應力保持在115MPa；另一種為未預開裂試樣，直接將測試應力加載并保持在129MPa，兩種試樣均在815℃下保持138h后進行室溫拉伸性能測試。由于氧化過程中一直處在拉應力的作用下，室溫斷裂應力均較低，前者為109MPa，后者為81MPa。未預開裂試樣的斷面可見少量纖維拔出，在纖維/纖維接觸點和BN/纖維界面之間發生少量氧化；預開裂試樣由于基體表面發生氧化，斷裂紋沿著基體中預先存在的裂紋進行擴展。

(2)高溫水/氧環境性能

在高氧分壓、高溫干燥條件下，SiCf/SiC復合材料表面會形成相當穩定、難以穿透的SiO2氧化層；而實際上航空發動機在運行時，由于碳氫燃料的燃燒，在燃燒室的工作環境中還存在約10%的水蒸氣，水蒸氣會改變SiC材料的氧化行為，加速其氧化[42-43]。

SiC(s)+3H2O(g)→SiO2(s)+3H2(g)+CO(g)

(4)

水蒸氣在增大SiC氧化速率的同時，還會與SiO2保護層發生反應生成可揮發的氫氧化硅，導致其變得疏松多孔，失去了保護作用[44-46]。

SiO2(s)+H2O(g)→SiO(OH)2(g)

(5)

SiO2(s)+2H2O(g)→Si(OH)4(g)

(6)

2SiO2(s)+3H2O(g)→Si2O(OH)6(g)

(7)

同時，水蒸氣也會使SiCf/SiC復合材料的界面層發生變化。通常適用于陶瓷基復合材料的弱界面層主要有裂解碳(PyC)和BN，當復合材料基體出現裂紋時，PyC與進入的氧反應生成揮發性產物而消失，導致纖維與基體之間被氧化形成的SiO2黏結在一起；BN則先被氧化成B2O3，然后與水在不同的溫度條件下生成HxByOz[47-48]。

2BN(s)+3/2O2(g)→B2O3(s,l)+N2(g)

(8)

B2O3(l)+H2O(g)→2HBO2(T≥1000℃)

(9)

3/2B2O3(l)+3/2H2O(g)→H3B3O6

(10)

1/2B2O3(l)+3/2H2O(g)→H3BO3(T<1000℃)

(11)

同時，低熔點的B2O3還會與SiC表面的SiO2層反應生成硼硅酸玻璃，進一步加劇SiC的氧化；隨著SiO2的不斷溶解，硼硅酸玻璃黏度增大并最終硬化形成高SiO2含量的玻璃，使纖維與基體非常強地黏結在一起[49]。

高溫水/氧環境下，復合材料性能的退化受溫度和水分壓的影響。Larochelle等[42]對Syl-iBN/BN/SiC(增強纖維為Sylramic-iBN，下同)復合材料的研究顯示，在水分壓為0，20.3，60.8kPa條件下，550℃下實驗100h后的室溫拉伸強度分別為初始狀態的82%，68%，51%，當實驗溫度為750℃時，則分別為67%，51%，50%，即實驗溫度越高、水分壓越大時，材料的性能退化越嚴重。SEM照片顯示水蒸氣存在下纖維/基體界面出現明顯脆化，而水分壓為0時，幾乎沒有看到脆化。水蒸氣對BN界面層的破壞作用要大于基體和纖維，水蒸氣含量越高使得越多的B2O3從形成的硼硅酸玻璃中析出，加速了玻璃硬化速率，尤其當復合材料基體形成穿透裂紋后，環境因素更容易到達裂紋表面加劇破壞作用[41]。Mall等[50]測試了Syl-iBN/BN/SiC復合材料分別在400，750，950℃下蒸汽或空氣環境中暴露100h后的保留強度，與預想結果不同的是，兩種環境中750℃下的試樣保留強度最低。通過SEM表征可見，750℃下試樣的斷面比其他兩個溫度下的光滑，纖維拔出相比較少；BN界面層的損傷機制也存在明顯差異，400℃和950℃下BN界面層的損傷形式為開裂、退化和消失，而750℃下BN形成了硼硅酸玻璃導致纖維粉化，出現更嚴重的脆化。

(3)疲勞及蠕變性能

陶瓷基復合材料的疲勞、蠕變性能對于構件設計和壽命預測至關重要，在美國空軍支持的相關項目中，針對Sylramic-iBN纖維增強的MI復合材料(如N24A)進行了一系列性能摸底研究，設計開展了拉伸蠕變、低周疲勞、高周疲勞、保時疲勞等測試，測試環境為不同溫度的空氣中。其中保時疲勞與蠕變實驗類似，只是后者實驗中一直處于恒定載荷下，而前者每隔2h從最大應力降至最小應力，然后重新升至最大應力，卸載/加載用時1min，如此循環[51]。如Ojard等[52-53]首先根據Syl-iBN/BN/SiC試樣在測試溫度下的應力-應變曲線選取了合適的施加應力：110.4MPa(該應力仍處于曲線的線性彈性區域)，165.6，193.2MPa(該應力處于曲線的拐點處，基體已出現裂紋)，以及220.8MPa和更高值。蠕變實驗結果表明，應力越高，蠕變速率越大，蠕變壽命越短：1204℃/110.4MPa和1204℃/165.6MPa條件下的穩態蠕變速率分別為3.4×10-10和6.3×10-10，蠕變壽命均超過250h；而1204℃/220.8MPa下的蠕變壽命僅為153h，當應力增大至234.6，248.4MPa時，蠕變壽命不足0.5h。

陶瓷基復合材料的蠕變性能與其組成和制備工藝密切相關，Morscher等[21]的研究表明：對于不同類型纖維增強的同種基體，復合材料的蠕變性能與纖維的保持一致，纖維的抗蠕變性越高，則復合材料的抗蠕變性能越好，如分別以Tyranno SA，Hi-Nicalon S，Sylramic-iBN纖維增強的三種MI復合材料，其抗蠕變性與纖維保持一致，即Tyranno SA

Ruggles-Wrenn等[56-57]研究了測試頻率和環境因素對SiCf/SiC復合材料疲勞性能的影響，測試條件為1200℃空氣或水蒸氣環境中，頻率為0.1，1.0，10Hz，實驗發現兩種環境下材料的疲勞極限和疲勞壽命均隨著頻率的增大而下降，水蒸氣使材料的疲勞性能大幅退化；空氣中疲勞實驗后的室溫保留性能測試顯示拉伸強度未下降，彈性模量下降最高達22%，說明疲勞實驗中纖維未受損傷，而基體產生了裂紋。

Morscher等[58]研究了Syl-iBN/BN/SiC MI復合材料高溫拉伸蠕變或疲勞測試后的保留性能、損傷演化及失效機理，結果表明，隨著應力增大、時間延長，室溫拉伸強度和彈性模量保留率不斷下降。不同實驗條件下性能退化的失效機制不同：在短時-高應力下，氧化誘導的非橋聯基體裂紋生長引起復合材料中完好區域的載荷重新分布以及裂紋尖端的局部應力集中，最終隨著時間的延長，這些裂紋之一發展成為斷裂紋；在長時-低應力下，纖維內在的蠕變控制缺陷生長機制或基體自由硅穿透CVI-SiC界面層侵蝕纖維導致了纖維強度下降。但是基體開裂應力在蠕變或疲勞實驗后出現上升，其原因是實驗后基體的殘余壓縮應力增加，如對于初始狀態試樣，基體殘余壓縮應力約為50MPa，而經過拉伸蠕變后，該值增加至100MPa以上，這主要與蠕變時基體發生松弛有關，當卸載后，纖維對基體產生了更大的壓縮應力，因此，基體裂紋生成和擴展需要施加更大的應力以克服存在的壓縮應力。雖然蠕變或疲勞實驗后使基體開裂應力增大，但同時也大幅增加了基體裂紋數量和深度，這些裂紋最終導致了材料損傷演化。

燃氣環境下，SiCf/SiC復合材料的疲勞、蠕變性能及退化機制與空氣環境下存在明顯的差異。美國空軍研究實驗室和空軍技術學院設計了一種機械加載耦合燃氣環境的實驗裝置(如圖3所示[59])，并對Hi-Nicalon S纖維增強的SiCf/BN/SiC MI復合材料進行了燃氣環境下的疲勞、蠕變性能測試(燃燒實驗參數見表5)，同時與高溫空氣環境下的性能進行了對比[59-60]。實驗結果表明，試樣在燃氣環境下的性能退化更嚴重，如在125MPa的施加應力下，高溫空氣中的疲勞壽命為58838個周期，而燃氣環境下僅為8329個周期；蠕變壽命在燃燒環境中下降了約86%。其原因是燃氣環境中的水蒸氣含量大大高于空氣環境，加速了BN界面層的氧化；同時在燃燒火焰的灼燒下，試樣正面產生了壓縮應力，背面產生了拉伸應力，這些局部存在的熱應力降低了基體裂紋形成和擴展的應力閾值，導致基體更易產生裂紋，為氧的擴散提供了通道，加劇了復合材料性能的退化。

SiCf/SiC復合材料在燃氣環境下的性能退化行為還受燃燒火焰溫度和試樣表面粗糙度的影響，Bertrand等[61]對Syl-iBN/BN/SiC CVI復合材料的測試表明，燃燒火焰溫度越高，材料性能退化越嚴重，試樣迎火面的氧化程度比背火面深；高溫下，燃氣會在粗糙試樣表面的“低洼”處聚集形成“熱點”，導致局部溫度升高而加重侵蝕，而采用合適的環境障涂層改變表面粗糙狀態則可有效解決該問題。

(4)抗熱沖擊性能

航空發動機在啟動/停止之間的切換會使陶瓷基復合材料所處的環境溫度發生急劇變化，進而會對材料造成熱沖擊。通過熱沖擊實驗可有效評價復合材料在冷熱交替環境下的性能可靠性，常用的熱沖擊實驗方法有水淬實驗、高低溫循環實驗等，其中水淬實驗由于簡單易行，研究較為廣泛[62-64]。

Salekeen等[65]研究了水淬溫差和熱沖擊循環次數對復合材料熱沖擊損傷的影響，實驗時先將PIP工藝制備的復合材料試樣在高溫爐中加熱到測試溫度，20min后迅速浸入到常溫的水中并保持5min(此為一次熱沖擊性循環)，最后對熱沖擊后的試樣進行室溫拉伸性能測試。實驗結果表明：在臨界水淬溫差以上，隨著溫差的增大和循環次數的增加，復合材料的拉伸強度和彈性模量持續下降，實驗中界面層和纖維出現的氧化，以及產生的熱沖擊載荷共同導致了材料機械性能的退化。Kagawa等[66]認為熱沖擊損傷發生的過程經歷了三個階段：①基體中大量隨機分布的孔隙成為應力集中點，增大了熱載荷，在孔隙拐角處產生了裂紋；②裂紋在橫平面的束間和束內擴展；③裂紋密度達到飽和形成長裂紋。熱沖擊造成的損傷類型有三種：纖維束間基體開裂、纖維束內基體開裂以及纖維-基體界面性能退化。當溫差增大、循環次數增加后，試樣受到的熱沖擊損傷加劇，但是當循環達到一定次數后，裂紋數量達到飽和，這是因為經過裂紋增長，應變能釋放后，孔隙拐角處的應力集中程度降低[66]。同時，復合材料中由于纖維和弱界面層的存在，通過界面脫粘及裂紋偏轉阻止了裂紋的進一步擴展，防止發生類似單相陶瓷的脆性開裂[67]。

圖3 機械加載耦合燃燒環境的實驗裝置(a)和試樣加熱與冷卻示意圖(b)[59]Fig.3 Burner rig equipped with mechanical loading (a) and schematic of thermal cycling setup (b)[59]

Test parameterConditionSurface temperature/℃≈1250Gas temperature/℃≈1800Gas velocity≈Mach 0.5 Equivalence ratio≈0.9Gas compositionH2O,O2,CO,CO2 and NOxMechanical loadingFatigue/CreepMaximum test duration/hUp to 25

Wang等[68-69]研究了纖維預制體類型對SiCf/SiC CVI復合材料熱沖擊性能的影響，水淬實驗結果顯示：二維編織復合材料的抗熱沖擊性能最優，臨界水淬溫差和實驗后的保留性能最高；而單向帶和0°/90°復合材料由于層間剪切強度低，基體孔隙率高，其抗熱沖擊性能相對較差。

除了水淬實驗，在高溫爐中進行高低溫循環實驗也可評價材料的熱沖擊性能。Udayakumar等[70]設計了一種熱循環高溫實驗爐，通過上升和下降爐床的高度實現對試樣的加熱和冷卻，并對不同厚度BN界面層的SiCf/SiC CVI復合材料進行了測試。結果表明，試樣在500℃和1000℃熱循環實驗下拉伸強度分別出現了提高和下降。500℃熱循環后強度提高的原因可能是BN界面層發生重結晶，使得界面層穩定性提高，界面結合強度下降，復合材料斷裂韌性提高；1000℃熱循環沖擊過程中，基體產生了微裂紋，氧進入后將BN氧化，導致復合材料性能下降。同時發現，薄界面層(≈120nm)復合材料的斷裂伸長率比厚界面層(≈240nm)的高，實驗后的保留拉伸強度也更高。

(5)抗外來物沖擊能力

由于發動機渦輪部位的燃氣流速非常高，任何進入燃氣流道的外來物(如沙粒、飛鳥等)都會對發動機部件造成沖擊，SiCf/SiC復合材料能否抵御損傷發生和抑制裂紋增長是其安全使用的關鍵。

GE公司研究了高、低不同沖擊速率對Prepreg-MI和Slurry cast-MI復合材料抗外來物沖擊性能的影響[15]，沖擊物為直徑4mm的不銹鋼珠，沖擊速率為115～430m/s。通過實驗發現，430m/s沖擊下試樣產生穿孔，射入孔徑與不銹鋼珠相當，射出孔則更大些；115m/s沖擊下不銹鋼珠未徹底穿透試樣，試樣正面經撞擊形成半球形的彈坑，背面擊出一個錐形碎塊。對沖擊后的試樣進行熒光染色滲透和紅外熱成像檢查發現，高速沖擊下，兩種復合材料試樣的損傷區域半徑約為沖擊物的2倍；但是在低速下，損傷區域半徑增大至沖擊物的4倍。且Prepreg-MI復合材料的損傷程度通常要比Slurry cast-MI復合材料的嚴重，其原因可能是前者的纖維體積分數比后者低。

Choi[71]以直徑為1.59mm的不銹鋼珠模擬沖擊物，對SiC/SiC MI復合材料進行了25℃和1316℃下的沖擊實驗，沖擊速率為115～440m/s，并對比了兩種試樣支撐方式：“全支撐”和“部分支撐”下的損傷程度。實驗結果顯示：實驗溫度越高、沖擊速率越大，試樣所受損傷程度越嚴重，同樣條件下“部分支撐”試樣的損傷更為嚴重。高速沖擊下，“全支撐”試樣的損傷主要來源于前端接觸應力；而“部分支撐”試樣受到沖擊后出現彎曲，在其背面產生額外的拉伸應力，與前端接觸應力共同作用導致了開裂、分層等損傷的發生，并在沖擊點形成了Hertzian錐形裂紋，圖4為低速、高速沖擊下不同支撐方式的損傷演化示意圖。因此，當復合材料在使用過程中存在外來物沖擊風險時，應盡量減少或避免采用部分支撐的結構設計，同時，提高復合材料層間拉伸和層間剪切性能來增強其抗外來物沖擊的能力[72]。如Ogi等[73]通過實驗發現三維編織結構的SiCf/SiC復合材料由于z向纖維的增強作用，提高了層間剪切強度，有效抑制了分層，抗沖擊性能明顯優于二維織物結構的復合材料。

圖4 低速(上)與高速(下)沖擊下全支撐(a)和部分支撐(b)試樣損傷演化過程示意圖[71]Fig.4 Schematics of damage progress from low (top) to high (bottom) impact velocities in full support (a) and partial support (b)[71]

Yashiro等[74]進一步地研究了SiC/SiC復合材料經熱載荷作用后的抗外來物沖擊性能。預先將試樣在600℃或1000℃下進行熱暴露或熱沖擊處理，然后進行高速沖擊實驗，結果表明：600℃下熱處理試樣的彈道極限速率幾乎與原始試樣一樣，穿孔附近出現纖維拔出；而1000℃下熱處理后彈道極限速率大幅下降，斷裂面無纖維拔出，表現為脆性斷裂，說明熱處理溫度會極大地影響復合材料的抗沖擊性能。

與單相陶瓷不同的是，陶瓷基復合材料沒有導致災難性破壞的臨界沖擊速率，即在該沖擊速率以上，材料完全碎裂；而即便由沖擊產生穿孔時，仍然保留一定的力學性能[75]。Herb等[76]將沖擊后的試板裁成拉伸樣條進行拉伸性能測試，結果表明僅中間有穿孔的樣條拉伸性能明顯下降，兩側樣條的性能與原始試樣基本相當，表明由于連續纖維的增韌作用，沖擊損傷被限制在沖擊點附近的局部區域。

2 結束語

綜上所述，國外在SiCf/SiC復合材料的材料級性能評價表征方面開展了一系列測試，積累了充分的材料數據，有力促進了該類材料在航空發動機上的應用。相關成功的研究和實踐經驗，如測試項目選定、評價方法設計、非標設備建立以及材料所達到的各項性能指標均對該領域的研究具有較好的參考和借鑒價值。通過系統的性能測試和評價表征分析可為復合材料制備工藝的優化及設計選材提供參考。國內有必要進一步建立和完善陶瓷基復合材料的測試標準和方法，開展更深入的材料級性能評價測試，建立完整的性能數據庫，為后續構件考核驗證和工程化應用奠定扎實的基礎。