SiC纤维增强Ni3Al复合材料制备及界面扩散行为研究

SiCSiC纤维增强纤维增强Ni3AlNi3Al复合材料制备及界面扩散行为研究复合材料制备及界面扩散行为研究 SiC纤维增强Ni3Al复合材料制备及界面扩散行为研究陈建宏吉林大 学分分类号O484单位代码10183研究生学号xx43xx密级公开吉林大学 硕士学位论文 学术学位 SiC纤维增强Ni3Al复合材料制备及界面 扩散行为研究The investigation on the preparation and the interfacial diffusion behavior in the SiC fiber reinforced Ni3Al matrix posites作者姓名陈建宏专专业材料物理与化学研究方向SiC纤维增 强Ni基复合材料指导教师文懋教授培养单位材料科学与工程学院920 19年年55月SiC纤维增强Ni3Al复合材料制备及界面扩散行为研究The investigationon thepreparation and the interfacialdiffusion behaviorin theSiC fiber reinforced Ni3Al matrix posites作者姓名陈建宏专业名称材料物理与化学指导教师文懋教授 学位类别工学硕士论文答辩日期2019年月日未经本论文作者的书面 授权 依法收存和保管本论文书面版本 电子版本的任何单位和个 人 均不得对本论文的全部或部分内容进行任何形式的复制 修改 发行 出租 改编等有碍作者著作权的商业性使用 但纯学术性使 用不在此限 否则 应承担侵权的法律责任 吉林大学硕士学位论文原创性声明本人郑重声明所呈交学位论文 是本人在指导教师的指导下 独立进行研究工作所取得的成果 除文中已经注明引用的内容外 本论文不包含任何其他个人或集体 已经发表或撰写过的作品成果 对本文的研究做出重要贡献的个人和集体 均已在文中以明确方式 标明 本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担 学位论文作者签名日期年月日 中国优秀博硕士学位论文全文数据 库 投稿声明研究生院本人同意 中国优秀博硕士学位论文全文数 据库 出版章程的内容 愿意将本人的学位论文委托研究生院向中 国学术期刊 光盘版 电子杂志社的 中国优秀博硕士学位论文全文 数据库 投稿 希望 中国优秀博硕士学位论文全文数据库 给予 出版 并同意在 中国博硕士学位论文评价数据库 和KI系列数据 库中使用 同意按章程规定享受相关权益 论文级别 硕士 博士学科专业材料物理与化学论文题目SiC纤维增 强Ni3Al复合材料制备及界面扩散行为研究作者签名指导教师签名年 月日作者联系地址 邮编 吉林省长春市前进大街2699号 吉林大学 前卫校区 材料科学与工程学院 唐敖庆D区605 邮编130012作者联系电文摘要I中文摘要SiC纤维增 强Ni3Al复合材料制备及界面扩散行为研究航空航天技术的迅速发展 对高性能结构材料提出了更高要求 连续SiC纤维增强金属基复合材料 SiC f Me 由于高的比强度和比刚度及优良的抗疲劳性能 成为先进发 动机和超高音速飞行器的重要候选材料 目前 SiC纤维增强钛基复合材料 SiC f Ti 在基础研究和工程应用方面都已取得了巨大的成功 但该复 合材料服役温度严重受限于基体钛合金 故对具有更高服役温度的S iC纤维增强Ni基复合材料 SiC f Ni 表现出了巨大的兴趣 与SiC f Ti复合材料相比 SiC f Ni复合材料在高温成型以及服役过程中存在更为剧烈的界面反应 导致增强体纤维的性能急剧下降 因此 防止界面反应成为了SiC f Ni复合材料研制的首要任务 引入扩散障涂层被认为是解决上述 问题的最有效策略 在SiC f Ti复合材料中 通过引入单一C涂层的就能有效阻挡SiC纤维和钛 合金的界面反应 因此已成为SiC f Ti复合材料中最常用的扩散障碍涂层 但单一C涂层无法杜绝SiC f Ni复合材料的界面反应 且单一C涂层在SiC f Ni复合材料的阻挡行为仍未探明 Y2O3由于高的化学稳定性和高负的吉布斯自由能 成为阻挡SiC纤维 和Ni合金界面反应非常重要的候选材料 研究Y2O3的阻挡行为对SiC f Ni复合材料的开发尤为重要 因此在本工作中 选用Ni3Al为基体合金 分别引入单一C涂层和C Y 2O3双扩散障碍涂层 制备出SiC f C Ni3Al和SiC f C Y2O3 Ni3Al复合材料 通过对两种复合材料中界面反应产物的 分析 确认两种扩散障涂层主导的界面扩散行为 为SiC f Ni复合材料扩散障涂层的设计作指导 本文首先对化学气相沉积制备的两种带C涂层的SiC纤维进行微结构 分析 确认影响纤维拉伸强度的关键因素 随后采用物理气相沉积制备Ni3Al涂层 研究了基片偏压对Ni3Al涂 层微结构和力学性能的影响规律 选用合适的偏压条件在SiC纤维上 沉积Ni3Al涂层制成先驱丝 并在1100 C 120MPa 2h的条件下热等静 压成型制备出SiC f C Ni3Al复合材料 利用扫描电子显微镜 透射电子显微镜以及相应的能谱仪对单一C涂 层作为扩散障碍涂层的界面反应产物进行确认 发现SiC f C Ni3Al复合材料的界面反应层厚度与C涂层的完整性紧密相关 N i吉林大学硕士学位论文II原子的扩散行为支配了界面反应层的形成 完好的C涂层仅能减缓Ni的扩散而不能完全阻挡 最后讨论了C涂 层作用下的界面扩散行为 然后 通过物理气相沉积在带C涂层的SiC纤维上制备出具有高温稳 定相的Y2O3涂层 随之采用同上的先驱丝工艺和热等静压成型工艺 制备出带C Y2O3双涂层的SiC f C Y2O3 Ni3Al复合材料 通过对SiC f C Y2O3 Ni3Al复合材料界面反应产物的确认和分析 发现完好的C Y2O3双涂层确实能维持SiC纤维的完整性 但C Y2O3对Ni基合金并 非完全惰性 其中Y2O3与Ni3Al能形成更稳定的Y4Al2O9反应产物 而该三元化合物极有可能是SiC f Ni材料中相比于Y2O3更为高效的扩散障碍涂层 随着航空航天技术的发展 对于航空飞行器结构材料的性能要求也 越来越高 希望在保持其高温性能的同时 还可以减轻部件重量 3 因此 以钛合金作为基体的SiC纤维增强钛基复合材料 SiC f Ti 由于Ti合金固有的高比强度 较高的抗拉强度 686 1176MPa 低密度 仅为钢的60 4 低弹性模量 退火态约为1 078 105 1 176 105MPa 以及优良的中高温力学性能等特点而在20世纪 末得到了广泛的关注并开始了大规模的研究 并达到了应用的阶段 5 美国采用SCS 6型SiC纤维丝作为增强体与Ti 6Al 4V基体合金制备而成的SiC f Ti 6Al 4V复合材料作为XTC16 1A发动机的第三级和第四级压气机整体叶环 在保持了力学需求的同时 成功减重78 6 普惠公司利用SiC f Ti复合材料制备了宽弦风扇叶片 与钛合金宽弦风扇叶片相比 在保证了刚度 强度等性能的同时 可以减重14 此外 包括菲亚 特 德国宇航局在内的多个欧洲公司 也利用SiC f Ti复合材料制备了空心叶片以及整体叶环试验件作为航空发动机 中零部件 7 受限于钛合金本身的性质 服役温度一般低于760 C SiC f Ti复合材料一般应用于中温区段 而目前对能服役于更高温度区 间的金属基复合材料也提出了迫切需求 8 因此 具备高熔点 1400 C 较低密度以及高温下较高的屈服强 度的Ni合金逐渐得到了人们的关注 并且希望利用SiC纤维制备成Si C f Ni复合材料来进一步提升Ni合金的高温性能 作为可以在更高温 度下应用于航空航天发动机的结构部件材料 我国自上世纪70年代便开始对SiC f Ni复合材料的制备工艺 扩散障涂层选择和性能进行了探索 但 由于受到了欧美等国的信息封锁 所以进步较为缓慢 SiC f Ni复合材料在制备与实际应用的过程中所面临的吉林大学硕士学 位论文2最大的问题便是其剧烈的界面反应 严重的界面反应会导致 SiC纤维的完整性遭到破坏 产生脆性的反应产物 导致复合材料的 性能大打折扣甚至完全失效 因此急需一种方法 在保证SiC纤维与Ni基合金界面结合性能的同时 有效地阻止界面反应的发生 目前在SiC f Me复合材料中解决此问题最高效的方法便是在界面处引入扩散障 碍涂层 在SiC f Ti复合材料中 引入单层C涂层作为扩散障碍涂层便可以有效地阻 止界面反应的发生 9 因此在SiC f Ni复合材料体系中 扩散障碍涂层也被寄予厚望 希望可以通过 选择合适的扩散障碍涂层来缓和纤维与基体合金之间热膨胀系数的 差异 并且防止界面反应的发生 保证SiC纤维的完整性 1 2SiC f Me复合材料的特点及制备方法1 2 1SiC f Me复合材料的特点SiC f Me复合材料可以将基体合金优良的塑性 损伤容限和成型性与SiC 纤维的高强度 高刚度 优异的抗腐蚀性以及优良的耐高温性等结 合起来 提升复合材料的比强度 比刚度 抗蠕变性 抗疲劳性 热膨胀系数等多种性能 1 2 除了对基体合金的性能有显著的提升以外 SiC f Me复合材料还可以通过对增强体纤维与基体合金的比例 结合方 式进行调控设计材料的性能 SiC纤维增强体的加入可以将材料的工作温度提升约100 200 C 并 且通过与不同的基体复合 制备成不同基体材料的复合材料能够保 证在不同的温度区间服役 例如 铝 镁合金为基体制备的金属基复合材料用于450 C以下 以 钛合金以及钛铝系金属间化合物为基体制备的金属基复合材料可应 用于450 700 C 是目前航空航天等军工领域应用最广的金属基复合 材料 以镍基合金为基体的复合材料可用于更高的温度 10 这些鲜明的特点导致SiC f Me复合材料有望替代部分的传统金属材料 成为航空航天工业中 的理想结构材料 11 1 2 2SiC f Me复合材料的制备方法常见的制备SiC纤维增强金属基复合材料的 方法包括固相法以及液相法两种 液相法是指利用熔化的基体合金与已经预制成型的增强体纤维丝接 触 在极小的压力甚至无压力的状态下使其渗透到纤维间隙 与增 强体纤维均匀复合化制第一章绪论3备的方法 液相法可以通过产生较强的键合从而保证优良的界面结合性 适合制备基体合金熔点较低的复合材料 然而制备过程中的高温高压等极端条件容易导致脆性界面反应层的 生成 因此该制备方法的应用较少 固相法是制备纤维增强金属基复合材料最常使用的方法 包括箔 纤维 箔法 粉末布法 单层带法 物理气相沉积法等 12 13 下面将对常见的SiC纤维增强金属基复合材料固相制备方法进行介绍 1 2 2 1箔 纤维 箔法制备过程如图1 1所示 14 首先将SiC纤维丝按照一定间距定 向排列 并利用金属丝固定成纤维毡 之后与钛合金箔片交替堆叠 之后通过在温度低于钛合金熔点的温度和适当的压力下压缩致密 从而制备复合材料 在利用此方法制备时 需要保证钛合金具有良好的成形能力 保证 每一层的箔片厚度均匀 防止损坏纤维丝 破坏复合材料中的纤维 分布 保证箔片清洁 确保无污染 与纤维丝充分结合 此方法最突出的优点便是能够保证所制备的复合材料的致密性 但是该方法成本较高 箔片制备难度较大 图1 1箔 纤维 箔法制备SiC f Ti复合材料的工艺流程Figure1 1Process for preparing SiC f Ti positesby foil fiber foil method1 2 2 2粉末布法此方法适合制备以金属间化合物作为基体材 料的复合材料 如图1 2所示 首先将SiC纤维缠绕在卷筒上并在表面涂覆有机粘结 剂 之后将纤维取下制备成毡垫 之后将钛合金粉末与润滑剂以及粘结剂混合制备而成的合金箔片与 纤维丝吉林大学硕士学位论文4毡垫交替堆叠 通过在温度低于钛合 金熔点的温度和适当的压力下热等静压制备成复合材料 15 该方法最大的优点在于多组分金属间化合物易于制成粉末 但是在热等静压的过程中 难以控制纤维丝间距 并且难以去除粘 结剂 粘结剂的残留会导致复合材料脆化 同时易产生有毒物质 图1 2粉末布法制备SiC f Ti复合材料的工艺流程Figure1 2Process flowfor preparingSiC f Ti positeby powdercoating1 2 2 3单层带法 低压等离子喷涂法 该方法首先 将SiC纤维丝缠绕在通过旋转驱动器驱动旋转的圆柱上 在该过程中 可以根据所需要的纤维丝在复合材料中的占比来调节纤维丝的排布 16 此外 将粉末状钛合金材料注入等离子炎中将基体材料熔化 并使 熔化的液滴加速飞向圆柱上的纤维丝表面 在与纤维丝接触后通过 固化结合成复合材料箔片 之后将多个单层的复合材料箔片热等静 压制备成钛基复合材料 该方法最大的优点便是造价较低 无过多的浪费 并且可以有效地 控制基体合金的微观结构并降低纤维与基体之前的活性 限制界面 反应的发生 但是该方法的缺点也很明显 制备的复合材料孔隙率较大 17 第一章绪论5图1 3单层带法制备SiC f Ti复合材料的工艺流程Figure1 3Process flowfor preparingSiC f Ti positesby singlelayer tapemethod1 2 2 4物理气相沉积基体涂层法 18 19 是在SiC纤维丝 表面利用PVD CVD等方法涂覆厚度均匀的钛合金 之后将涂覆了基 体合金的先驱丝按照所需要的规格均匀排布 利用热等静压或真空 热压制备成复合材料 如图1 4所示 该方法与之前论述的方法不同 并且最大的优点在于复合材料中纤 维的体积分数易于调控 可以通过控制先驱丝表面涂覆的钛合金薄 膜厚度来调控 并且利用短时间的热等静压可以减少纤维丝与基体 合金在高温下接触的时间 从而减缓界面反应 通常使用该方法制备复杂形状的复合材料零部件 由于该方法有利于减缓界面反应 因此被选作该工作中制备SiC纤维 增强Ni基复合材料的制备工艺 吉林大学硕士学位论文6图1 4物理气相沉积法制备SiC f Ti复合材料的工艺流程Figure1 4Process flowforpreparingSiC f Ti positesbyphysicalvapordeposition1 3SiC纤维SiC纤维作为SiC f Me复合材料中载荷的主要承载体 能够提升复合材料的力学性能 并且可以提高应用温度并且减轻复合材料质量 因而在航空航天等领域具有十分广泛的应用前景 此外 SiC作为一种多晶陶瓷纤维 由于其优异的耐高温 高强度 高弹性模量 高导电性以及较低的密度和热膨胀系数等性能在高温 结构材料领域也拥有广阔的应用前景 1 3 1SiC纤维的制备目前连续SiC纤维丝的制备方法主要有两种 一 种是以C纤维或者W丝为纤维芯 通过连续单丝CVD沉积法制备 另一 种为聚合物先驱体法工艺 20 1 3 1 1CVD工艺CVD法最早出现于20世纪60年代 在W芯表面利用CVD 技术沉积SiC制备SiC纤维丝 然而当温度超过1000 C时 钨芯与SiC 发生化学反应 导致纤维丝性能下降 因此后续开发了碳芯SiC纤维丝 提高了SiC纤维丝的使用温第一章 绪论7度 目前CVD工艺主要以三氯硅烷 CH3SiCl3 为反应气体与H2混合之后 注入1500 C 1200 C温度梯度的两端由水银密封的管式反应器中 之 后将直径均匀的碳纤维连续通过反应器 在此过程中 反应气体与 碳纤维表面在H2的气氛中热解并沉积柱状SiC晶粒 CH3SiCl3 H2 S iC 3HCl 完成制备后通常会在纤维表面利用热裂解碳氢化合物工序制备富C涂 层 目的是确保SiC纤维表面的平滑性 修补纤维表面缺陷 减小后 续工艺对SiC的损坏 平衡表面残余应力 防止微裂纹的产生 采用CVD方法制备SiC纤维丝生产周期短 内部不存在不稳定的含氧 过渡相 并且能够降低SiC纤维内部的孔隙率从而保证SiC纤维的纯 度以及强度 21 目前该方法为制备连续SiC纤维丝的主流方法 1 3 1 2聚合物先驱体熔融纺丝工艺连续SiC纤维丝的制备方法还包 括聚合物先驱体熔融纺丝工艺 自上世纪70年代日本东北大学首次利用SiC先驱体聚合物 聚碳硅烷 PCS 成功制备了连续SiC纤维丝以来 先驱体法经历了 三代发展 制备的SiC纤维丝综合性能得到了极大的改善 该方法首先利用经金属钠对二氯二甲基硅烷脱氯 清洗 干燥后制 备聚硅烷 之后将聚硅烷放入470 C的反应釜中经过过滤 分子量筛 分 干燥等工艺获得聚碳硅烷 之后以聚碳硅烷为原材料 在350 C下进行熔融纺丝 得到聚碳硅烷 纤维 然后在190 C下与空气中进行适度氧化交联 得到原坯纤维丝 最终在保护气体中于1200 C进行热裂解处理 SiCxOy SiC SiO CO 以去除杂质元素 最终得到SiC纤维丝 在最终得到的SiC纤维表面会涂覆一层C涂层 以提高表面平滑性 降低加工过程中可能引起的表面损伤 该方法的关键在于控制空气中氧化交联过程的均匀性以及控制氧元 素的摄入 控制氧化程度 因为过度氧化会使SiC纤维脆化 影响其力学性能 该方法较为复杂 并且对于SiC纤维的结构 性能较难把控 因此应 用较少 1 3 2典型的SiC纤维丝的比较常见的SCS系列是由美国的Special Material公司将SiC沉积到直径约为33 m的连续碳单丝上 称之为C 芯纤维 该系列产品包括SCS 0 SCS 2 SCS 6 SCS 8 SCS ultra等 其中SCS ultra的强度最高达到了6200MPa 22 文献报道中选用最多的为SCS 6 该纤维表面层为富Si梯度双涂层 最外层涂覆有3 m吉林大学硕 士学位论文8的裂解C涂层 抗拉强度达到4000MPa 23 24 英国QiiQ公司生产的SiC纤维是把SiC沉积到直径15 m的连续钨单丝 上制成的 称之为W芯纤维 该系列产品包括SM 1140 无涂层 SM 1140 富碳涂层 SM 1240 具有碳和TiBx双涂层 25 26 为了减少表面缺陷敏感性 两个公司都在表面涂覆一层热解C涂层 英国Sigma纤维表面还会进一步涂覆TiB2涂层 防止界面反应 在xx年 GE公司与NGS公司以及法国赛峰合资建设了全球首个SiC纤 维增强复合材料生产工厂 由于SiC纤维增强金属基复合材料是先进发动机的关键材料 美英两 国就SiC纤维产品对我国实行了技术封锁 有关SiC纤维和C涂层制备 工艺的报道也较少 报道主要集中在复合材料界面反应 界面微观 机械行为和拉伸或疲劳中的失效行为等 就我国而言 对先驱体SiC纤维的研究起始于20世纪70年代 以冯春祥教授为主的研发团队在上世纪90年建立了国内第一条连续S iC纤维生产线 为我国SiC纤维的研究 发展 制备以及以SiC作为 先驱体制备的复合材料的发展做出了卓越的贡献 目前我国已经基本掌握了SiC先驱丝的合成 连续成型 烧结工艺以 及热裂解等核心技术 同时也对SiC f Me复合材料的结构有了一定了解 打破了英美对该类材料的技术 封锁和产品垄断 27 目前 我国研制的SiC纤维是W芯纤维 制备工艺为单丝化学气相沉 积 制备出纤维的直径约为 100 m 拉伸强度能够达到3 8GPa 主要的生产单位为北京航空材料研究所 中国科学院金属研究所和 西北工业大学 其中北京航空材料研究所和中国科学院金属研究所 已能小批量生产 28 对于我国日后的发展而言 如何降低成本 实现批量生产是今后连 续SiC纤维丝的主要研究方向 1 4SiC f Ti复合材料1 4 1Ti合金Ti合金具备高比强度 较高的抗拉强度 686 1176MPa 低密度 仅为钢的60 低弹性模量 退火态约 为1 078 105 1 176 105MPa 以及优良的中高温力学性能 29 30 此外 低温下的钛合金具备较高的强度以及韧性 31 高温下Ti合 金具备稳定的耐腐蚀性通过形成致密的氧化物薄膜来保护Ti合金不 受大第一章绪论9气 强酸 强碱等极端条件的腐蚀 这些优异的性能使Ti合金在航空航天 军工 化学 医疗等领域得 到了广泛的应用 32 33 例如波音777的机身质量约10 为钛合金 其中起落装置是运用高强 度的 钛合金Ti 10 2 3制成 34 35 另外 现代发动机中钛合金主要用来制造风扇圆盘 和压缩机的压气机叶片 两者的工作温度约为500 C 此外钛合金在 建筑业也获得了广泛的关注 1993年日本用钛材料建造了福冈圆顶 的能够伸缩自如的屋顶 如图1 5 图1 51993年日本用钛材料建造的福冈圆顶Figure1 5Fukuoka Domebuilt inJapan with titanium materialin1993Ti合金分为 Ti Ti Ti三种相结构 按照亚稳态的相组成对钛合金分类可进一步将上面三中类型划分为 以下六种 1 Ti包括工业纯钛和只含 相稳定元素的合金 2 近 Ti 相稳定元素的含量小于 型钛合金中 元素的含量 3 马氏体 Ti 稳定元素的含量从 相条件系数C1到C k 4 近 Ti 相稳定元素含量从 相条件系数C k到C3 5 亚稳定 Ti 相稳定元素含量从 相条件系数C3到C 6 稳定 Ti 相稳定元素含量超过 相条件系数C 其中近 Ti合金如Ti 6 2 4 2 Ti 1100和IMI834具备优异的抗蠕变能力以及较高的强度 然而延展性 有限 并且难以制备成金属基复合材料制备过程中需吉林大学硕士 学位论文10要的箔片或合金粉末 而且在合成近 Ti的过程中快速冷却容易导致较高的残余应力的出现 从而引起界 面结合力下降以及裂纹形核和生长 36 37 因此对于近 Ti作为基体的金属基复合材料的研究较少 Ti 15 3以及 21S等亚稳定 Ti合金具有较好的延展性 易于制成制备复合材料的薄箔片 Ti中研究与应用最为广泛的是Ti 6Al 4V 由于其具备易于加工变形等优点 此外Ti2 Al Nb等合金具备较好的高温相容性 较低的密度 较高的比强度和比 刚度 因而也得到了广泛研究和应用 表1 1为常见的钛合金 表1 1常见的Ti合金Table1 1Main Ti based alloy种类名称化学成分 wt 近 Ti Ti 6 2 4 26Al 2Sn 4Zr 2Mo 0 1Si近 Ti Ti 11006Al 2 7Sn 4Zr 0 4Mo 0 45Si近 Ti IMI8345 8Al 4Sn 3 5Zr 0 7Nb 0 5Mo 0 35Si Ti Ti 15 315V 3Al 3Cr 3Sn Ti 21S15Mo 2 7Nb 3Al 0 2Si Ti 6 46Al 4V TiAl合金Ti 24Al 11Nb14Al 21Nb TiAl合金Ti 22Al 23Nb11Al 40Nb1 4 2SiC f Ti复合材料的性能及典型应用虽然钛合金已经在众多的领域广泛 应用 但随着航空航天工业的发展 对于具备更高强度 更高模量 更轻质量的材料的开发越发重要 与钛合金相比 SiC f Ti复合材料得益于SiC纤维增强体对性能的优化 具备比单纯钛合 金更高的应用温度 更加优良的比强度 比模量 耐疲劳性和热稳 定性等性能 38 39 SiC f Ti复合材料的比刚度以及比强度均远高于镍合金 钢 铝以及钛 合金等传统的航空结构材料 如图1 6 40 41 此外 通过利用SiC纤维作为增强体制备SiC f Ti复合材料能够将基体Ti合金的疲劳强度在低周疲劳区域以及高 周疲劳区域提升100 42 如图1 7为室温以及600 C下的低周疲劳性能的对比 可以看到SiC f Ti复合材料的疲劳强度在室温以及600 C的条件下均远高于单纯的 钛合金 第一章绪论11图1 6SiC纤维增强Ti基复合材料与镍合金 钢 铝以 及钛合金在比强度方面的对比Figure1 6The parisonbetween SiC fiberreinforcedTi matrixpositewithNickle alloys steel aluminum andtitanium onspecificstrength图1 7SiC f Ti复合材料与钛合金在室温以及600 C下的低周疲劳性能的对比图 Figure1 7The parisonbetween SiC f Ti positewithtitaniumalloys onlow cyclefatigue atRT and600 C SiC f Ti复合材料具备上述特点因而得到了广泛的关注 43 美英等国均利用SiC f Ti复合材料研制出了多种发动机零部件 并进行了相关试验 30 4 4 美国的综合高性能涡轮发动机技术计划中 美国将利用SCS 6型SiC纤维丝作为增强体与Ti 6Al 4V基体合金制备而成的SiC f Ti 6Al 4V复合材料作为XTC16 1A发动机的第三级和第四级压气机整体叶环 如图1 8所示 在保持了力学需求的同时 成功减重78 6 被 认为是解决航空发动机推重比 降低油耗 提升航行距离的关键结 构材料 吉林大学硕士学位论文12除此之外 利用SiC f Ti复合材料替换了镍基合金作为低压涡轮扇发动机传动轴 在将 刚度提高了40 的同时 成功减重30 45 同时 普惠公司利用SiC f Ti复合材料制备了宽弦风扇叶片 与钛合金宽弦风扇叶片相比 在保证了刚度 强度等性能的同时 可以减重14 46 图1 9为劳 斯莱斯公司制备的SiC f Ti复合材料叶环 在将应用温度提高10 转速提高15 的同时 减质达到了37 图1 8SiC f Ti复合材料制备的XTC16 1A发动机的第三级 第四级压气机整体 叶环Figure1 8The thirdandthefourth stagepressor integralblade ringof XTC16 1A enginemade bySiC f Ti posite第一章绪论13图1 9劳斯莱斯公司制备的SiC f Ti叶环Figure1 9SiCf Ti Bladering made by Rolls Royce ARC公司利用SiC纤维丝以及钛合金基体通过热等静压制备了SiCf Ti 复合材料作为F119发动机扩散喷管的作动器活塞 成功减重40 此外 图1 10为德国宇航中心利用磁控溅射方法制备的SiCf Ti空心 叶片截面图 包括菲亚特 德国宇航局在内的多个欧洲公司 也利 用SiCf Ti复合材料制备了整体叶环试验件 如图1 11所示 图1 10德国宇航中心制备的SiCf Ti空心叶片截面图Figure1 10Sect ional viewof SiCf Ti hollowblade preparedby GermanAerospace Center吉林大学硕士学位论文14图1 11SiCf Ti制备的应用于航空航 天等领域的整体叶环试验件Figure1 11Test sampleof integralblade ringsmadebySiCf Ti foraerospace与国外相比 我国对于SiCf Ti复合材料的研究起步较 晚 目前还停留在研究阶段 沈阳金属所利用磁控溅射的方法制备的SiCf TC17复合材料 在将TC 17合金的拉伸强度提升83 3 的同时 还能够保证纤维与基体界面优 良的结合性 北京航空材料研究院利用箔 纤维 箔法制备的SiCf Ti复合材料 能够在控制 减缓界面反应的同时将 综合力学性能提升30 如目前该方法制备的SiCf Ti 6Al 4V材料室温强度可以达到1448Mpa 600 C高温强度可达910MPa 40 如图1 12为利用此方法制备的钛合金复合材料宽弦风扇叶片模拟件 图1 12我国利用箔 纤维 箔法制备的SiCf Ti复合材料宽弦风扇叶片模拟件Figure1 12Wide chord bladesimulating partofSiCf Ti positematerial preparedby foil fiber foil methodin China总体来说近年来我国在SiCf Ti复合材料领域取得了较大的进 步 47 但在纤第一章绪论15维涂层的的设计 材料的成型工艺以 及无损检测技术等方面仍与欧美等国有较大的差距 SiCf Ti复合材料的制备与研究过程中 界面反应是阻挡在研究阶段 与实际应用阶段中的主要屏障之一 严重