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1、第26卷 第3期2006年6月 航 空 材 料 学 报JOURNAL OF AERONAUTI CAL MATERI ALSVol.26,No.3June2006自 愈 合 碳 化 硅 陶 瓷 基 复 合 材 料 研 究 及 应 用 进 展张立同,成来飞,徐永东,刘永胜,曾庆丰,董 宁,栾新刚(西北工业大学 超高温结构复合材料国防科技重点实验室,西安710072)摘要:为了满足高推重比航空发动机长时热力氧化环境的使用需求,连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料正朝自愈合方向发展。本文介绍自愈合碳化硅陶瓷基复合材料的微结构与性能,自愈合与强韧化机理,制造方法和工艺特点及其在航空发动机热端部件的应用情况
2、,表明多元多层微结构形成了“层层设防,就地消灭”的氧化防御体系,是复合材料实现自愈合与强韧化的关键。自愈合碳化硅陶瓷基复合材料能够满足发动机高温服役环境要求,显著降低发动机的结构重量,从而有效提高发动机的推重比。关键词:自愈合;碳化硅陶瓷基复合材料;应用;多元多层微结构中图分类号:T B332;T Q174 文献标识码:A 文章编号:100525053(2006)0320226207收稿日期62 2;修订日期6232作者简介张立同(3),女,中国工程院院士,主要从事陶瓷基复合材料研究。高推重比航空发动机是发展新一代战斗机的基础,提高发动机的工作温度和降低结构重量是提高推重比的有效途径,迫切需要
3、发展新一代耐高温、低密度、高性能的热结构材料 1,2。在各类新型耐高温(1100 以上)、低密度(3.0g/cm3以下)材料中,连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(Silicon carbide ce2ramic matrix composite,CMC2SiC)具有独特的优势,克服了金属材料密度高和耐温低,结构陶瓷脆性大和可靠性差,碳/碳复合材料抗氧化差和强度低,以及氧化物陶瓷基复合材料抗蠕变性差等缺点,成为推重比10以上航空发动机必备的热结构材料,具有大幅减重、提高使用温度和综合性能的潜力3。CMC2SiC具有结构单元多、非均质、非致密和各向异性等特点 4,5。孔隙和裂纹对于CMC2 SiC
4、不可避免,而且利于复合材料的强韧化。但孔隙和裂纹也导致高温下氧化介质可以直接作用到材料内部 6,削弱了CMC2 SiC的抗热力氧化能力,缩短使用寿命,从而制约CMC2 SiC在高推重比航空发动机上的应用。已经发展了多种改性途径提高CMC2 SiC热力氧化寿命:(1)防氧化涂层,如玻璃涂层 7、SiC涂层 8、Si3N4涂层9 等;(2)防氧化界面,如BN界面 10,11。但涂层与界面只能在有限程度上提高复合材料热力氧化能力。提高CMC2SiC的热力氧化寿命的关键是保护纤维和界面。为了有效提高复合材料寿命,要求裂纹和孔隙在使用时能主动愈合,阻止氧化介质进入材料内部而损伤界面和纤维。裂纹自愈合可以
5、通过多种途径实现:(1)热膨胀自愈合,选择合适的纤维与基体,使基体服役时受压应力,愈合裂纹,如NASA研究的SiC/C材料,采用SiC纤维增强C基体,使C基体在高温下受压应力而愈合裂纹 12,但这种愈合方式可选的纤维与基体有限,而且C基体本身并不抗氧化;(2)玻璃封填自愈合,在材料的表面、基体、界面中引入能够形成液相的组元(自愈合组元),自愈合组元与侵入的环境介质(氧、水)快速反应生成玻璃封填剂,在环境介质对纤维和界面造成实质损伤之前,先期阻塞孔隙和裂纹的扩散通道,从而阻止环境介质继续渗入材料内部。自愈合组元的引入方式有两种:一是多元弥散自愈合,自愈合组元与SiC组元相互弥散在一起,或在SiC
6、材料内掺入可以形成液相的组分,然后采用弥散的组元作为基体,如近期研究的Si2 B2 C材料 13;二是多元多层自愈合,自愈合组元、SiC及中间的过渡层(界面层)交替叠层构成多元多层微结构 1416。多元弥散自愈合只处于探索研究阶段,未见应用报道,而多元多层自愈合已有很多的应用研究报道。实验考核和演示验证的结果都表明,多元多层自愈合碳化硅陶瓷基复合材料(Ceram ic ma2trix composite2 multilayer self2healing,C MC2 MS)完全能够满足高推重比航空发动机高温氧化环境的长寿命要求 17,18。本文将介绍M2 MS的微结构特点与性能、自愈合与强韧化机
7、理,评述制造技术与工艺特点。最后概述M2 MS的应用研究现状,展望发展趋势。:20002 20:200020:19 8-C CC C第3期自愈合碳化硅陶瓷基复合材料研究及应用进展1CMC2MS的结构与性能1.1CM C2 M S结构特点传统CMC2SiC的涂层、基体和界面都是由一种物质单层结构组成,称为单元单层微结构 19。与单元单层微结构不同,多元多层微结构是指复合材料的涂层、基体和界面部分或全部由多种物质交互叠层为多层结构,包括多元多层涂层、多元多层基体和多元多层界面,以及涂层、基体和界面全部为多元多层结构。图1为多元多层基体和多元多层界面的微结构 19,20。图1a为SiC,B13C2和
8、B011C019三元基体以B011C019/SiC/B13C2/B011C0.9序列交替叠层而成,总共4个序列,每个序列4层,每层从几十纳米至几微米。该结构具有两方面的突出特点:一是多元,微结构单元中每层基体成分不同,一层为SiC,另一层为B13C2,或Si2 B2 C等含硼材料;中间的界面层为B0.1C0.9,也可以是PyC;其二是多层结构,微结构中的多元物质并不是相互弥散,而是相互叠层形成多层结构,包括承载层(SiC层)、载荷传递层(界面层)和自愈合防氧化层(B13C2等),每层的厚度不一,界面层为几十至几百纳米,基体层在微米尺度。图1b的二元界面相由10层SiC和10层B4C交替排布,每
9、一层厚度只有30nm左右,比多层基体的结构更为精细。1.2CM C2 M S性能美国NASA研制的两种CMC2 MS材料具有优异的力学和热学性能,在1315空气和105MPa静载 图1CMC2 MS的多元多层微结构 19,20(a)多元多层基体;(b)多元多层界面Fig.1Multi2component and multi2layer microstruc2f M2MS()22yx;()22y热力氧化条件下的断裂寿命均大于500h,其中的A系列的寿命更是超过1000h,能够满足高推比航空发动机的使用要求 21。CMC2 MS具有比C MC2SiC更优异的抗氧化性能。图2为单层基体复合材料和多层
10、基体复合材料热重曲线。热重结果表明 19,对于单层基体的2D2C/SiC,5001000 范围内在氧化介质的作用下,C纤维和PyC界面被迅速氧化使复合材料失重,从而导致复合材料失效;基体引入自愈合组元形成2D2C/SiC(MS)后,氧化介质首先与自愈合基体反应,导致材料增重,而自愈合氧化后的液相产物将封填裂纹和孔隙,阻止纤维和界面被氧化,显著提高复合材料抗氧化性能。2C MC2MS的自愈合与强韧化机理2.1 自愈合机理CMC2 MS抵抗长时热力氧化的关键在于能够自愈合。与单元单层的CMC2SiC(图3a)不同,C MC2MS虽然也有孔隙和裂纹,但多元多层微结构具有液相封填孔隙和裂纹的自愈合功能
11、,对环境介质的入侵形成了“层层设防、就地消灭”的防御体系(图3b)。图3b所示,当环境介质(O2和H2O)侵入C MC2MS表面时,多元多层涂层内的自愈合组元(如B,BCx,SiBx或Si2 B2 C)将与环境介质迅速反应生成B2O3或SiO2B2O3液相玻璃,封填裂纹,阻止环境介质的进一步入侵 21。当涂层不能完全阻挡环境介质入侵时,越过涂层的环境介质将由基体的自愈合组元进一步阻挡,阻挡原理与涂层阻挡相同;越过未愈合基体的环境介质,由界面的自愈合组元进一步阻挡。另一方面,裂纹在多元多层结构中将发生偏转,从而延长裂纹途径,这样也就延长了环境介质的扩散路径,同样有利于提高复合材料的防氧化寿命。同
12、时对表面、界面和基体同时进行自愈合改性,即在每个结构单元内都层层设防,以实现对环境介质的就地多次自愈合阻挡,可形成环环相扣的多级自愈合防御体系,因此能够实现长时自愈合。图4为CMC2 MS裂纹自愈合的SE M图。图5为多元多层基体内O2扩散途径延长的SE M图。图4表明,裂纹能在氧化时自动愈合,从而阻止氧化介质的进一步侵入,有效地保护了界面和纤维。图5证实,多元多层基体在自愈合的同时,还能通过层与层之间裂纹的偏转,延长O扩散路径,从而延长材料的氧化寿命。722ture o CCa mu lti component and multi la ermatrib multi component an
13、d mu lti la er interphase2航 空 材 料 学 报第26卷图2 单层基体2D2C/SiC与多层基体2D2C/SiC(MS)热重曲线19Fig.2TGA curve of 2D2C/SiC and 2D2C/SiC(MS)(a)2D2C/SiC;(b)2D2C/SiC(MS)图3 单元单层和多元多层基体微结构示意图19(a)单元单层基体;(b)多元多层基体Fig.3The sketch of self2healing and reinforcing on the C MC2MS(a)single2component and single2layermatrix;(b)mu
14、 lti2componentand multi2layermatrix图4C MC2MS裂纹自愈合22(a)氧化前;(b)氧化后Fig.4Crack self2healing of C MC2MS(a)before oxidation;(b)afteroxidation2.2 强韧化机理CMC2 MS的另一个突出优势是强韧化功能,这也得益于复杂精细的多元多层微结构。界面在陶瓷基复合材料的增韧中起至关重要的作用,通过界面的载荷传递,基体的应力才能够传递到纤维上。通过界面脱粘、纤维拔出和裂纹偏转,陶瓷基复合材料的韧性得到极大提高,从根本上解决了陶瓷材料的脆性问题 23。对于多元多层微结构的自愈合陶
15、瓷基复合材料,涂层和基体中也存在许多的界面层,原来单一的界面变为多层界面。这样的微结构一方面有利于裂纹的偏转,延长裂纹的扩散途径,吸收裂纹的能量,导致韧性增加(图82220第3期自愈合碳化硅陶瓷基复合材料研究及应用进展6a),另一方面能够产生多层次和多尺度的拔出效应,即不仅能产生纤维、纤维簇、纤维束的拔出,多层涂层与多层基体内也能产生拔出效应 19(图6b)。通过合适的设计,多元多层之间的界面可以大幅度增加裂纹扩展阻力而提高韧性,同时可以产生界面强化作用而提高强度。图5 多元多层自愈合基体内O2扩散路径的延长 19 Fig.5Extension ofO2diffusion track in m
16、ulti2component and multi2layer self2healing matrix3C MC2MS的材料与工艺美国NAS A和法国Snecma公司研制了三种多元多层自愈合陶瓷基复合材料体系(表1),这些材料的界面和基体都采用多元多层的结构。其中法国Snecma公司的多元多层自愈合SiC/SiC材料经过三代的优化设计与制造,其中第一代为SiC(Nicalon)/SiC材料,第二代为CERASEP A400材料 SiC(Ni2calon)/SiC(MS),第三代为CERASEP A410材料SiC(Hi2 Nicalon)/SiC(MS)。第三代自愈合材料在1100 空气和160
17、MPa疲劳热力氧化条件下的断裂寿命大于500h(图7)。上述分析表明,多元多层微结构不仅尺度小(几十纳米)、跨度大(几十纳米至几十微米),而且层数、厚度、成分不一。要制备如此复杂精细的微结构是非常困难的,目前发展的方法有化学气相渗 透法(Chemical vapor infiltration,CVI)、反应熔体浸渗法(Reaction melt infiltration,RM I)以及聚合物浸渍热解法(Poly mer impregnation pyrogenation,PIP)等 27。图6 多元多层微结构裂纹偏转和纤维与基体拔出19,20(a)多层界面内裂纹的偏转;(b)多层次与多尺度拔出
18、效应Fig.6The crack deflection and multi2scale pull2outof fiber and matrix(a)crack deflection;(b)multi2scale pull2out表1 国外C MC2MS材料体系2426Table 1Material systemsof oversea C MC2MSCompositesFiberInterphaseMatrixCoatingsSiC/SiCH i2Nicalon(SiC/B4C)n(SiC/BN)n(SiC/B4C)nCVD SiCC/SiCT2300(SiC/B4C)n(SBN)(SiC/B4
19、C)nSi/Mullite/BS AS glassSSNSyBNSS3NVD SCV I技术能对涂层、基体和界面层进行微观尺度的化学成分与结构设计,有利于控制多元多层微结构中层数、成分和厚度,是CMC2 MS制造的最佳选择 2。但CVI制造过程中也面临以下技术难点:(1)多元多层微结构的设计问题。多元多层微结构极为精细,通过实验手段获得设计准则费时、费力,采用实验和计算机模拟手段建立设计准则将是CMC2 MS的研究方向。(2)多元多层微结构的精确控制问题。微结构的尺度小、成分多,如何精确的控制每层的成分和厚度是工艺控制的重点和难点。922iC/niC/i Clram iciC/i4CiC航 空
20、 材 料 学 报第26卷图7Snec ma公司C MC2MS的氧化寿命24Fig.7Oxidation lifetime of CMC2MSof Snecma4CMC2MS在航空发动机热端部件的应用CMC2MS主要用于航空发动机的喷管2 8、燃烧室 29 和涡轮 30 等热端部件。与钛合金、高温合金和金属间化合物相比,更耐高温,密度更低,热膨胀系数更低,具有更优异的抗高低周疲劳性能和抗热震疲劳性能。同时,CMC2 MS替代传统金属材料可以减重、提高使用温度和使用寿命,大幅度提高发动机推重比和综合性能。表2给出了国外以推重比10一级航空发动机为演示验证平台,对喷管构件进行的演示验证和应用考核情况
21、。尤其值得指出的是,法国Snecma公司研制的喷管调节片已经在M882 2和M532 2发动机上使用10年以上 24。结果表明,CMC2 MS的抗热震疲劳性能优于高温合金。国外燃烧室构件已经通过演示验证,最高测试温度为1200,累计工作时间达到15000h,通过了全寿命5000h、高温段500h的测试,将进入应用 29。而涡轮构件可以显著提高耐温能力、减少冷却空气100%、减轻重量50%以上,但寿命较短,有待进一步研究 30。图8给出了法国Snecma公司生产的密封片/调节片、火焰稳定器和内锥体等热端部件照片 31。表2 国外C MC2MS在航空发动机喷管的应用考核情况 28 Table 2A
22、pplicationsof C MC2MS in aerospace engine nozzleCompo2sitesTrademarkManufac2turerEngine/air p laneTe mpera2ture timeSiC/SiCCerasepFranceSnec maM8822/Rafale1200A410CompanyF100/F16/F15100hC/SiCSepcarbinoxFranceSnec maM5322/7005yMSSNSUSO IyFF 6 F 5 图8Snecma公司的密封片/调节片、内锥体和火焰稳定器等热端部件31 Fig.8The convergen
23、t/divergent flap,exhaustcone and flame holder of Snecma 国外在CMC2 MS的研究工作取得了显著进展,也证明了CMC2 MS能够满足发动机高温环境要求,显著降低发动机的结构重量,从而有效提高发动机的推重比。西北工业大学在国内率先开展了C MC2MS方面的研究。5 总结与展望复杂精细的多元多层微结构是C MC2 MS实现自愈合和强韧化的关键,如何设计和制造微结构是CMC2 MS制造技术的核心。目前国外的C MC2 MS主要针对1200 中等载荷条件,优化其成分和结构。研制能够在更高温度、更高载荷条件下使用的CMC2 MS是今后的主要发展趋势
24、,设计和制备高温自愈合组元将是研究的难点。C MC2SiC的多元多层自愈合改性难度大,对CMC2 SiC的高温防热改性、高温烧蚀改性、高温功能改性等都具有重要借鉴作用。参考文献:1 OHNABE H,Masaki S,OnozukaM,et a l.Potential app lica2tion of ceramic matrix composites to aero2engine compo2nentsJ.Composites:PartA,1999,30:489-496.2 张立同,成来飞,徐永东.新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展 J.航空制造技术,2003(1):23-32.3 AKAS
25、H I T,TAKESH IN,KOOUN T.Research of C MC ap2p lication to tube components J.IH I Engineering Review,2005,38(2):58-63.4 XU Y D,ZHANG L T,CHENG L F,et al.Microstructureand mechanicalp ropertiesof three2dimensional carbon/sil2fyf2,36(2)5565 NG L F,XU Y D,ZNG L T,Oxff VD S203210Companirage 2000100hiC/i
26、C200A CCeram icsCompan110/1/11200100hicon carbide composites abricated bchem ical vapor in iltrationJ.Carbon 19987 8:10 1-10.CHEHAet al.idation andde ect control o CiC coating on three dimensional C/第3期自愈合碳化硅陶瓷基复合材料研究及应用进展SiC compositesJ.Carbon,2002,40(12):2229-2234.6 YI N X W,CHENG L F,ZHANG L T,et
27、 al.Microstructureand oxidation resistance of carbon/silicon carbide compos2ites infiltrated with chromium silicideJ.Materials Scienceand Engineering A,2000,29(122):89-94.7 CHENG L F,XU Y D,ZHANG L T,et al.Effect of glasssealing on the oxidation behavior of three di mensional C/SiC composites in air
28、 J.Carbon,2001,39(8):1127-1133.8 WU S J,CHENG L F,ZHANG L T,et al.Oxidation behav2ior of 2D C/SiC with a multi2layer CVD SiC coating J.Surface and Coatings Technology,2005,In Press,Availableonline.9 TS OU H T,K OWBEL W.A hybrid P AC VD SiC/C VD2Si3N4/SiC multi2layer coating for oxidation protection
29、ofcompositesJ.Carbon,1995,33(9):1279-1288.10 CAMERON G C,JAMES E.Oxidative and hydr olytic sta2b ility of boron nitride2a new approach to improving the oxi2dation resistance of carbonaceous structuresJ.Carbon,1995,33(4):389-39511 REBI LLAT F,GUETTE A,ESPITAL I ER L.Oxidation re2sistance of SiC/SiC m
30、icro and mini2composites with ahighly crystallized BN inter p haseJ.Journalof the Euro2pean Ceramic Society,1998,18:1809-1819.12 JAMES M S,LARRY P Z.Perfor mance of four ceramicmatrix composite divergent flapinserts following groundtesting on an F110 turbofan engineJ.Journalof the A2merican Cera mic
31、 Society,2000,83(7):1727-1738.13 K I YOSH I S,H I ROKIM,OSAMU F,et al.Develop ing in2terfacial carbon2boron2silicon coatings for silicon nitride2fi2ber2reinforced compo sitesfor i mp r oved oxidation resistanceJ.Journal of the American Cera mic Society,2002,85(7):1815-1822.14 SCHULTE J F,SCHM I D T
32、J,TAMME R,et al.Oxidationbehaviour of C/C2 SiC coated with SiC2 B4C2SiC2cordieriteoxidation protection systemJ.Materials Science and En2gineering A,2004,386(122):428-434.15 AS LA I N R,P A I LLER R,BOURRAT X,et al.Synthesis ofhighly tailored cera micmatrix compositesby p ressure2pulsedC V IJ.Solid S
33、tate I onics,2001,1412142:541-548.16 AGUCH I T,NAZAWA T,I AGAWA N.Fabrication of ad2vanced SiC fiber/F2CV I SiCmatrix compositeswith SiC/Cmulti2layer inter phase J.Journal of Nuclear Materials,2004,3292333:572-576.17 I R I CELLE J P,GOURSAT P,BAHLOUL H D.Oxidationbehaviour ofamulti2layercera mic2mat
34、rixcomposite(S)f(S2B2)ST2y,666SLI N R D,f2x2ide CMCs for app lication in engines and nuclear reactors:an overview J.Composites Science and Technology,2004,64:1552170.19 AUMOUROUX F,BERTRAND S,PA I LLER R,et al.Oxi2dation2resistantcarbon2fiber2reinf orcedceramic2matrixcomposites J.CompositesScience a
35、ndTechnology,1999,59:1073-1085.20 ERTRAND S.Lifetime improvement in SiC/SiC compos2iteswith nanosequenced(PyC/SiC)nand(BN/SiC)nin2terphasesD.Univ.Bordeaux 1,1998.No.1927.21 CHM I DT S,BEYER S,KNABE H,et al.Advanced cra micmatrix composite materials for current and future propul2sion technology app l
36、icationsJ.Acta A stronautica,2004,55:409-420.22 AS LA I N R,LAMON J,P A I LLER R,et al.Micr o/minicompos2ites:a useful approach to the design and development of non2oxide C MCsJ.Composites:PartA,1999,30:537-547.23 长瑞,郝元恺.陶瓷基复合材料 2 原理、工艺、性能与设计M.长沙:国防科技大学出版社,2001.24 HR I STI N F.A global approach to f
37、iber nD architecturesand self2sealingmatrices2fr om research to p roduction A.5th I nternationalConference on High:Temperature Cera m2ic Matrix Compo sitesC.2004.477-483.25 HAO J C,WEST BROOK J H.U ltrahigh2te mperaturemate2rials for jet enginesJ.MRS Bulletin,2003,622-630.26 AS LA I N R,CHRIST I N F
38、.SiC2matrix composite materialsfor advanced jet enginesJ.MRS Bulletin,2003,654-658.27 NAS LA I N R,GUETTE A,REB I LLAT F,et al.Boron2bear2ing species in ceramic matrix compositesfor long2ter m aer2ospace app lication s J.Journalof Solid State Chemistry,2004,177:449-456.28 I MMEL J,M I R IY ALA N,PRI
39、 CE J,et al.Evaluation ofCFCC linerswith EBC after field testing in a gas turbineJ.Journal of the Eur opean Ceramic Society,2002,22:2769-2775.29 ARRY Z,GEORGE R,P ATRI CK S.Ceramic matrix com2posites for aerospace turb ine engine exhaust nozzlesA.5th I nternationalConference on High2Temperature Cera
40、 m2ic Matrix Compo sitesC.2004.4912498.30 I CHAEL V,ANTHONY C,ROB I N S ON R C.Characteriza2tion of ceramic matrix composite vane sub2elemen ts sub2jected to rig testing in a gas turbine environmentA.5 thInternational Conference on High2Temperature Cera micMatrix CompositesC.2004.499-505.31 HR ISTI
41、N F.Design,fabrication and application of C/C,C/SSSIf22TMx33132iC/C/iCmJ.Compositescience andechnolog20011:07-14.18AA.esignpreparation and properties onon oiC andiC/iC composites A.4th nternational Con erence on H ighemperature Ceram icatriCompositesC.2001.7 1-74.航 空 材 料 学 报第26卷Progress on Self2Heal
42、i ng Silicon Carbide Ceram icMatrixComposites and Its Applica tionsZHANGLi2tong,CHENGLai2 fei,XU Yong2dong,LI U Yong2sheng,ZE NGQing2 feng,DONGNing,LUAN Xin2gang(National Key Labo ratory of Ther mo Structure CompositeMaterials,Northwestern PolytechnicalUniversity,Xian 710072,China)Ab stract:Continuo
43、us fiber reinforced silicon carbide ceramic matrix compositeswere develop ing towards possessing self2healing prop2erties for the need of high thrustmass ratio aer ospace2engine working in ther mal oxidizing environment.The microstructure and proper2ties of a self2healing silicon carbide matrix comp
44、osite were introduced.The mechanism of toughness and stiffnessof the composite andthe self2healing behaviorswere commented.The application progressof self2healing silicon carbide componentwas summarized.Manu2facturing method and techn ique feature were reviewed.Multi2component and multi2layermicr os
45、tructure was the key point f o r this com2posite possessing self2healing and toughing p r operties,and oxidation resistant syste m which exhausted O2and sealed crack in each lay2er.This self2healing silicon carbide matrix composite coule notonly meet the requirementsof for aerospace2engine service but decreasedweight re markably,increased thrust2weight ratio in return.Key words:self2healing;silicon carbide ceramic matrix composites;applications;multi2component and multi2layermicrostructure232