SiC涂层对熔渗SiCf/SiC复合材料高温服役性能的影响

采用化学气相沉积法(CVD)在熔渗制备的SiC_f/SiC复合材料表面沉积了SiC涂层,通过高温氧化试验研究了涂层对复合材料高温服役性能的影响,结果表明：在1 200℃空气环境中氧化100 h后,无涂层试样的室温平均弯曲强度为424 MPa,弯曲强度下降了36.2%;而有涂层试样的室温平均弯曲强度为631 MPa,弯曲强度仅下降6.9%。SEM和XRD表征显示,无涂层试样中SiC纤维的氧化和BN界面层的退化失效是复合材料弯曲性能下降的重要原因,断口纤维拔出较少,呈脆性断裂特征;而有涂层试样表面氧化生成SiO₂氧化膜,其厚度增加过程服从抛物线规律。由于SiC层的封闭保护作用,复合材料试样受到的氧化作用较小,弯曲性能更好,断口纤维拔出明显。     

平纹编织SiCf/SiC复合材料的中温蠕变断裂时间及损伤机制

碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC_f/SiC)是制造下一代航空发动机热结构件的关键材料,中等温度(～800℃)下,SiC_f/SiC的蠕变断裂时间t_u显著下降。为此,研究了平纹编织SiC_f/SiC (2D-SiC_f/SiC)在空气中500～1 000℃的蠕变性能及损伤机制,应力水平为100～160 MPa。利用SEM、TEM和EDS分析了断口形貌、微观组织和化学成分。结果表明：2D-SiC_f/SiC的t_u与温度和应力水平有关。相同温度下,2D-SiC_f/SiC的t_u随着应力增加而变短。当温度为800℃、蠕变应力大于基体开裂应力(PLS)时,2D-SiC_f/SiC发生中温脆化现象,其t_u下降。2D-SiC_f/SiC的中温脆化机制为基体开裂、BN界面氧化和SiO₂替代BN界面导致的强界面/基体结合。2D-Si...     

先驱体转化-热压单向Cf/SiC复合材料的高温拉伸蠕变

采用先驱体转化－热压工艺制备了Cf/SiC复合材料，研究了Cf/SiC复合材料的1300－1450℃，蠕变应国90－120MPa下的蠕变性能，考察了温度及应力对复合材料隐态蠕变速率的影响关系。结果表明：Cf/SiC复合材料的稳态蠕变速率在10^-7s^-1量级，蠕变应力指数为1．68，蠕变激活能△Q为99．2kJ.mol^-1；在纤维周围和SiC颗粒晶界之间存在的玻璃相及纤维与其体的界面反应是Cf/SiC复合材料抗蠕变能力退化的主要原因。     

SiCf/SiC复合材料界面相研究进展

分析了连续纤维增强陶瓷基复合材料(CFRCMCs)中界面相类型以及各界面相在CFRCMCs中的作用,综述了热解碳(PyC)、氮化硼(BN)、难熔氧化物以及复合界面相在SiCf/SiC复合材料中的应用现状,最后展望了SiCf/SiC复合材料界面相的发展方向。     

SiC/SiC复合材料在高温空气中的氧化行为

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC/SiC)是先进航空发动机热端部件的重要候选材料.在高温燃气环境中,SiC/SiC会发生氧化腐蚀,导致材料性能迅速恶化.为了揭示国产SiC/SiC复合材料在高温燃气环境中的氧化腐蚀行为,本工作测试了SiC/SiC复合材料的1100～1300℃空气氧化性能,获得了材料的氧化动力学曲线,利用SEM,XPS和XRD分析了材料的形貌、成分和物相演变规律,以阐明其氧化行为.结果表明:SiC/SiC复合材料在1100～1300℃的氧化动力学均遵循抛物线规律;其氧化物为SiO2.SiC/SiC在1100℃时仅发生轻微氧化,温度高于1200℃时复合材料的氧化程度随温度升高而加剧.在BN界面相和基体孔隙附近的氧化现象更为明显.SiC/SiC复合材料的弯曲强度随氧化程度增加而降低.     

NITE工艺制备SiCf/SiC复合材料的研究进展

NITE(nano-infiltration and transient eutectic)工艺作为一种制备碳化硅纤维增强碳化硅基(SiCf/SiC)复合材料的新方法,具备周期短、工艺简单、生产成本低等优点,制备出的复合材料基体致密、孔隙率低、不含残余硅,适用于1400℃及以上高温长时服役环境应用。目前,日本、美国等国家基于其成熟的第三代碳化硅纤维,对该技术开展了较为深入的研究,并在核能工业热交换器、航空发动机燃烧室衬套等领域进行了应用验证。本文针对NITE工艺从基本概念、工艺流程、制备的SiCf/SiC复合材料和构件考核验证及前景展望四方面进行综合阐述,以期为国内该工艺的发展及应用提供一定程度的参考。     

3D-C/SiC复合材料拉伸蠕变损伤和蠕变机理

对3D-C/SiC复合材料进行拉伸蠕变试验,蠕变进行一段时间后,用扫描电子显微镜(SEM)观察试样表面的变化,同时测量试样的共振频率.结果表明,3D-C/SiC除通常CMC所产生的蠕变损伤外,纤维束滑动,纤维束之间的夹角变化,孔隙变形,部分孔隙表面空间位置改变,孔隙表面产生基体微裂纹,损伤在纤维束交叉处更为集中,这些可作为3D-C/SiC蠕变变形的独特机理.电阻和模量的相对变化与蠕变曲线相似,因此电阻和模量都可表征C/SiC材料的蠕变损伤,作为损伤变量.该材料的蠕变属于损伤引起.     

化学气相渗透2D-SiCf/SiC复合材料的蠕变性能及损伤机理

研究了采用化学气相渗透工艺制备2D-SiC_f/SiC复合材料的真空蠕变性能, 蠕变温度为 1200、1300和1400 ℃, 应力水平范围为100~140 MPa。用扫描电子显微镜(SEM)和高分辨透射电子显微镜(TEM)分别观察分析了2D-SiC_f/SiC复合材料的蠕变断口形貌和微观结构。结果表明, 2D-SiC_f/SiC复合材料的主要蠕变损伤模式包括基体开裂、界面脱粘和纤维蠕变。桥接裂纹的纤维发生蠕变并促进了基体裂纹的张开、位移增大, 进一步导致复合材料蠕变断裂, 在复合材料蠕变过程中起决定性作用。2D-SiC_f/SiC复合材料的蠕变性能与SiC纤维微观结构的稳定性密切相关。在1200 ℃/100 MPa时, 纤维晶粒没有长大, 复合材料的蠕变断裂时间大于200 h; 蠕变温度为1400 ℃时, 纤维晶粒明显长大, 2D-SiC_f/SiC复合材料蠕变断裂时间缩短至8.6 h, 稳态蠕变速率增大了三个数量级。     

不同界面SiC/SiC复合材料的断裂行为研究

碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC/SiC)是极具前景的高温结构材料。通过先驱体浸渍裂解(PIP)工艺分别制备了PyC界面和CNTs界面SiC/SiC复合材料, 对两种SiC/SiC复合材料的整体力学性能以及界面剪切强度等进行了测试表征, 并对材料中裂纹的产生与扩展进行了原位观测。结果表明, 两种界面SiC/SiC复合材料弯曲强度相近, 但PyC界面SiC/SiC复合材料的断裂韧性约为CNTs界面SiC/SiC复合材料的两倍。在PyC界面SiC/SiC复合材料中, 裂纹沿纤维-基体界面扩展, PyC涂层能够偏转或阻止裂纹, 材料呈现伪塑性断裂特征; 而在CNTs界面SiC/SiC复合材料中, 裂纹在扩展路径上遇到界面并不偏转, 初始裂纹最终发展为主裂纹, 材料呈现脆性断裂模式。     

SiCf/SiC复合材料的制备与力学性能

分别采用先驱体裂解-热压和先驱体浸渍-裂解方法制备出了SiCf/SiC复合材料.重点探讨了不同制备工艺对复合材料纤维/基体间界面和断裂行为的影响.研究表明,采用先驱体裂解-热压工艺制备复合材料时,虽然烧结液相可以促进复合材料的致密化,但其同时导致纤维与基体间的界面结合强以及纤维本身性能的退化,因此复合材料表现为脆性断裂,具有较低的力学性能.而采用先驱体浸渍-裂解法制备复合材料时,由于致密化温度较低,复合材料中纤维与基体的界面结合较弱,而且纤维的性能保留率较高,因此,纤维能够较好地发挥补强增韧作用,复合材料具有较好的力学性能,其抗弯强度和断裂韧性分别为703.6MPa和23.1Pa.m1/2.     

国产三代2.5D SiCf/SiC复合材料的界面力学性能

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC_f/SiC)是下一代航空发动机的关键结构材料,其界面性能是决定材料力学性能的重要因素之一。为此,本研究表征了国产三代2.5D SiC_f/SiC的界面性能,并探究其与材料拉伸性能的关系。利用拉伸加/卸载过程中的迟滞特性定量分析了2.5D SiC_f/SiC中各组元残余应力和界面滑动应力(IFSS),根据断口拔出纤维的断裂镜面半径得到了纤维就位强度(σ_fu)的统计分布,通过纤维推入法得到界面剪切强度(ISS)和界面脱黏能(G_i)。结果表明:利用宏观结合细观的方法能够较全面地描述SiC_f/SiC从初始裂纹萌生到最终脱黏不同阶段的界面力学性能,2.5D SiC_f/SiC的IFSS、ISS和G_i分别为56 MPa、(28±5) MPa和(2.7±0.6) J/m²。ISS和G_i较低,表明界面结合较弱,在剪应力作用下易产生裂纹,而IFSS较大,...     

SiC纤维表面碳涂层及其SiCf/SiC复合材料性能研究

采用先驱体转化法(PIP)以酚醛和沥青为先驱体在SiC纤维表面涂覆碳层,并制备SiCf/SiC复合材料;优化了两种碳涂层制备工艺;分析了涂层后纤维的表面形貌并测试涂层厚度;研究了两种碳涂层对两种SiC纤维(普通和含铝)及复合材料力学性能的影响.     

SiCf/SiC陶瓷基复合材料制备技术与性能研究进展

连续SiC纤维增强SiC陶瓷基复合材料(SiCf/SiC)具有良好的高温力学性能、抗氧化性及放射耐受性等,是继Cf/C和Cf/SiC复合材料之后航空航天和原子能等领域最理想的新一代高温结构材料.从原材料、制备技术、微观结构与性能及应用等方面对SiCf/SiC复合材料的最新研究进展进行了综述,并对其发展趋势进行了展望.开发新型制备技术和优化现有技术及采用其联合工艺减低成本,进一步优化材料微观结构提高其使用性能是今后SiCf/SiC复合材料的研究重点.     

FCVI工艺制备SiCf/SiC复合材料结构与性能研究

采用热梯度强制流动化学气相渗积（FCVI）工艺制备SiCf/SiC复合材料，测试了复合材料的性能。制备的复合材料密度达到2.3g/cm3，强度为291 MPa，断裂韧性为11.4 MPa*m1/2。运用SEM，TEM，X射线衍射等分析手段对复合材料的微观结构进行了表征。结果表明：渗积的基体材料为β-SiC，晶粒尺寸为亚微米级，结晶度良好。通过对断口形貌的观察，分析了增韧机制。，SiCf/SiC composite was fabricated by forced flow thermal-gradient chemical vapor infiltration (FCVI). The density of composite is 2.3g/cm3.The flexural strength and fracture toughness of SiCf/SiC compsites were tested: the flexural strength is 291 MPa, the fracture toughness is 11.4 MPa*m1/2. The microscopy structure was characterized by SEM, TEM and X-ray diffraction. The results show that SiC matrix fabricated by FCVI is β-SiC, which has sub-micron grain size and good crystallinity.And the toughening mechanism was also investigated by morphology of the fractrue surface.     

连续SiC纤维和SiCf/SiC复合材料的研究进展

连续SiC纤维最主要的制备方法是先驱体转化法, 目前已发展到第三代, 它主要作为SiC基复合材料(SiC_f/SiC)的增强体。SiC_f/SiC具有优异的耐高温、抗氧化和高温抗蠕变性, 及其在中子辐照条件下的低放射性, 成为高温、辐射等苛刻条件下结构部件的优先候选材料。本文首先对国内外SiC纤维的发展, 尤其是对第三代SiC纤维的不同制备思路和特征进行了介绍。然后, 对SiC_f/SiC制备工艺和性能的进展进行了综述, 突出了制备工艺创新与SiC纤维发展的关系。最后, 对近几年SiC_f/SiC在高性能航空发动机、聚变反应堆领域的应用进展进行了总结, 并对国内连续SiC纤维和SiC_f/SiC复合材料的发展进行了展望。     

基于数字图像技术的C/SiC复合材料拉伸行为与失效机制

本文通过二维平纹编织C/SiC复合材料的准静态单轴拉伸试验的数字图像相关(DIC)技术分析,研究损伤与应变的关系及最大应变处与断裂位置的关系。通过对材料的孔隙分析及断口分析,探究材料在损伤演化过程中内部结构的变化。结果表明,拉伸载荷作用下,材料的应变并不均匀。而层与层间损伤差异及相互影响导致最大应变位置一直变化。随着损伤的不断累积,最大应变位置处先发生断裂;材料的断裂失效位置往往与其结构薄弱程度及应力应变水平密切相关;断裂瞬间,多重拔出机制及各层结构差异性导致层与层的失效位置不同,造成分层失效。     

典型事故容错轻水堆燃料包壳候选材料SiCf/SiC复合材料和Mo合金的研究进展

轻水堆是当前核电站应用最为广泛的堆型,其包壳材料均为锆合金。然而,福岛严重核事故的突发,使锆合金包壳的安全性受到质疑,事故容错燃料及其包壳候选材料被提上研究议程。本文综述了轻水堆用SiC_f/SiC复合材料和Mo合金包壳候选材料的研究进展,以及它们在轻水堆工况下的性能评估,指出实际工程应用所面临的挑战。最后展望了SiC_f/SiC复合材料和Mo合金在核燃料包壳中的应用前景。     

2D-C_f/SiC复合材料缺口试件拉伸力学行为研究

通过对V型、半圆型和细线型双边缺口2D-Cf/SiC复合材料试件进行拉伸实验,研究了不同形状缺口对试件拉伸力学行为的影响。通过引伸计获得了拉伸过程中缺口段材料整体拉伸变形与净截面应力之间的对应关系;通过应变片获得了缺口附近局部材料的应变数值,直观体现了缺口周围的应变集中现象;依据应变变化规律,分析了双边缺口试件的损伤失效进程。通过对比标准拉伸试件,全面分析了2D-Cf/SiC复合材料双边缺口试件拉伸净强度的主要影响因素和破坏机理;最后通过有限元模拟,得到了三种缺口试件缺口段材料的应变分布情况。结果表明:拉伸过程中缺口试件缺口段材料损伤失效进程具有明显的非同步性,净拉伸强度随缺口形状不同出现不同程度下降;有限元模拟结果与实验结果吻合较好。     

C/SiC复合材料应力氧化失效机理

研究了干氧和湿氧两种气氛、疲劳和蠕变两种应力下C/SiC复合材料在1300℃的应力氧化行为. 试验结果和断口形貌SEM分析表明: C/SiC复合材料在疲劳应力下比在蠕变应力下具有更强的抗氧化能力和更长的持续时间; 干氧环境中的蠕变试样以C纤维氧化失效为主; 水蒸气的存在加剧了SiC基体的氧化, 并且使受蠕变应力的C/SiC复合材料以SiC基体氧化失效为主.     

SiCf/SiC复合材料耐高温氟熔盐腐蚀性能研究

实验研究了熔渗(MI)工艺、浸渍-裂解(PIP)工艺和化学气相渗透(CVI)工艺制备SiC_f/SiC复合材料在800℃的氟熔盐(46.5mol% LiF-11.5mol% NaF-42.0mol% KF)中的腐蚀行为, 通过X射线衍射仪、扫描电镜以及能谱仪等表征手段, 对腐蚀前后样品的物相组成和微观结构进行了分析。实验结果表明, 不同工艺获得的SiC基体与高温氟熔盐的相容性与基体组成有关; MI-SiC中的游离Si相以及PIP-SiC和CVI-SiC中的富氧相是SiC基体中的两种腐蚀弱区, 易被熔盐选择性腐蚀; MI-SiC_f/SiC复合材料以纤维束间游离Si基体腐蚀为主, PIP-SiC_f/SiC复合材料基体腐蚀损伤集中在网络状富氧带, CVI-SiC_f/SiC复合材料的腐蚀损伤主要是沉积层间的含氧边界以及由此造成的基体层状剥离。与MI和PIP样品相比, CVI基体纯度高, 结晶度好, 表观腐蚀速率仅为0.0445 μg/(mm²·h), 具有更好的耐氟熔盐腐蚀性能。