碳化硅纤维：航空发动机热端结构理想材料

1、陶瓷基复合材料（CMC）是理想的高温结构材料陶瓷基复合材料性能优异，是理想的高温结构材料。陶瓷基复合材料（CMC）是指在陶瓷基体中引入增强材料，形成以引入的增强材料为分散相，以陶瓷基体为连续相的复合材料。连续纤维增强陶瓷基复合材料保留了陶瓷材料耐高温、抗氧化、耐磨耗、耐腐蚀等优点的同时，充分发挥陶瓷纤维增强增韧作用，克服了陶瓷材料断裂韧性低和抗外部冲击载荷性能差的先天缺陷。这类材料已成为航空航天、军事、医疗等多领域理想的高温结构材料，广泛应用于飞机发动机喷管、机翼护罩、导弹喷管、电磁窗、翼尖、尾舵、发动机涡轮等部件。相对于其他材料体系，陶瓷基复合材料具有以下优点：（1）轻质。陶瓷基复合 材料密

2、度低（仅为高温合金的 1/31/4），可用于燃烧室、调节片 / 密封片等部件， 能够直接减轻质量 50 左右。（2）耐高温。陶瓷基复合材料的工作温度高达 1650，能够简化甚至省去冷却结构，优化发动机结构，提高发动机工作温度和使用寿命。在 无冷却结构的条件下，可以在 1200长期使用。（3）优异的高温抗氧化性能。陶瓷 基复合材料能够在高温环境，甚至是有氧环境下保持较高的稳定性，降低了热防护涂 层的研制和应用成本。（4）优异力学性能。通过制备工艺优化，特别是界面层组分 和结构设计，陶瓷基复合材料的力学性能相对于单相陶瓷而言，有了质的提升。陶瓷基复合材料通常由增强纤维、界面层和陶瓷基体 3 部分组

3、成，其性能由各部分本身性能及相互作用共同决定。下面三小节将详细介绍各部分的主要材料及对陶瓷基复合材料性能的影响。陶瓷基体是复合材料重要的组成部分陶瓷基体是复合材料重要的组成部分之一，其主要成分和结构对材料综合性能 具有重要的影响。一方面，陶瓷基体最先暴露于工作环境中，需承受温度、粒子、 水氧等服役环境的考核；另一方面，在外部冲击载荷作用下陶瓷基体最先承力并出现 裂纹，其裂纹扩展方式是影响复合材料稳定性的重要因素。能够用作陶瓷基复合材料 基体的陶瓷主要有 3 类：（1）以石英玻璃为代表的玻璃陶瓷基体，如钙铝硅酸盐玻璃、锂铝硅酸盐玻璃、镁铝硅酸盐玻璃、硼硅酸盐及石英玻璃；（2）以 Al2O3 基为

4、代表的 氧化物基体材料，如 Al2O3、钇铝石榴石、ZrO2TiO2 基、ZrO2Al2O3 基等材料体 系；（3）以 SiC 基陶瓷为代表的非氧化物基体，包括 SiC、Si3N4、BN 以及 Si-C-B-N 复相陶瓷等，该类材料具有强度高、硬度高、耐高温性能优异的特点。下表列出了目前主要用到的几种非氧化物基体（碳化硅、氮化硼、氮化硅）性能。氮化硼具有良好的力学性能，但烧结温度只有 1900左右；氮化硼陶瓷具有高的耐 温性以及优异的介电性能，但力学性能较低；碳化硅陶瓷具有良好的耐高温性、力学 强度以及抗氧化性。综上所述，制备综合性能良好的陶瓷基复合材料，选用碳化硅 作为基体最佳。表 1 耐温

5、陶瓷基体的基本性能基体密度（g/cm3）弯曲强度（MPa）弹性模量（GPa）相对介电常数介电损耗角正切相变温度（）碳化硅372600氮化硅2.4171985.60.0011899氮化硼1.2596113.10.00033000资料来源：快速成型 SiC 陶瓷基复合材料及其性能研究，研究所增强纤维为主承力部分，对材料性能起决定性作用纤维作为复合材料的主要承力部分，对材料的性能具有决定性作用。其影响因素包括：纤维型号、纤维的体积含量以及纤维的编织方法等。由于陶瓷材料脆性强，若想要最大化发挥陶瓷材料的优点应用在更广阔的领域，必须对其进行增韧处理。常采用连续纤维增韧陶瓷基体，

6、而高温复合材料的增强体必须具备耐高温、高强度和优异的介电性能等特点，以发挥纤维的增韧作用。常见的增强纤维包括石英纤维、碳纤维、碳化硅纤维、氧化物纤维等。表 2 常用陶瓷纤维的基本性能种类生产厂家商品牌号组成（质量分数）/纤维直径/m密度/（gcm- 3）拉伸强度/GPa拉伸模量/GPa碳纤维TorayT300-7.01.763.53230T700SC-7.01.804.90230T800HB-5.01.815.49294T1000GB-5.01.806.37294M40JB-5.01.774.41377M60JB-5.01.943.82588Toho TenaxHTA G30-500-7.01

7、.763.92235UT500G30- 700-6.91.804.81240IM600-5.01.805.79285HM35-6.71.792.94345UM40-4.81.794.90380UM80-4.11.973.33650Mitsubishi RayonTR30S-7.01.794.41235TR50S-7.01.824.90240MR50-6.01.805.30290HS40-5.01.854.11450碳化硅纤维Nippon CarbonNicalon NL- 200/201Si56.5C31.2O12.3142.553220H-NicalonSi62.4C37.1O0.5142.

8、742.8270H-Nicalon SSi68.9C30.9O0.2123.102.6420UBEIndustrialTyranno Fiber ZMISi56.1C34.2O8.7 Zr1.0112.483.4200Tyranno Fiber LoxMSi55.4C32.4O10.2 Ti2.0112.483.3187Tyranno Fiber SSi50.4C29.7O17.9 Ti2.08.5/112.353.3170Dow CorningSylramicSi66.6C28.5O0.8 B2 .3N0.4Ti2.1102.953.4286氧化物纤维3MNextel 720AL2O3:85

9、;SiO2:1510123.42.1260Nextel 610AL2O3:9910123.93.1380Nextel 055AL2O3:73;SiO2:2710123.032.0193Nextel 440AL2O3:70;SiO2:28;B204: 210123.052.0190界面层作为纽带，影响复材增韧效果界面层是连接增强相纤维和连续相基体的纽带，界面层组分和结构决定纤维与基体之间的结合强度，决定了增韧效果。陶瓷基复合材料在外部载荷作用下的断裂行为主要包括裂纹偏转、微裂纹形成、界面解离、纤维断裂以及纤维拔出等形式，其中纤维拔出是最重要的能量释放途径，而界面解离是纤维由基体拔出的前提条件。若

10、界面结合力较强，陶瓷纤维难以起到增韧的效果，导致材料在外部载荷冲击下出现脆性断裂；若界面结合强度过低，基体无法通过界面将外部载荷传递到陶瓷纤维上，难以起到增强的作用。陶瓷基复合材料的可设计性很大程度源于界面层，理想的界面层应具有以下功能：（1）在制备过程中抑制或阻止物理收缩和化学反应对陶瓷纤维损伤；（2 ）缓解纤维与基体间界面残余热应力；（3）在复合材料遭受外部载荷冲击时，将载荷由基体传递至纤维，起到载荷传递作用；（4）改善界面结合强度，充分发挥界面解离、纤维拔出等能量耗散机制，使复合材料断裂时呈现假塑性特征。近年来用于复合材料制备的界面层体系主要有热解碳界面层（PyC）、BN 界面层、复合界

11、面层。图 1 陶瓷基复合材料的界面示意图图 2 界面层设计与复合材料力学性能的关系资料来源：快速成型 SiC 陶瓷基复合材料及其性能研究，华 资料来源：新一代发动机高温材料-陶瓷基复合材料的制备、西证券研究所性能及应用，研究所碳化硅纤维及 SiC/SiC 复合材料本章将主要介绍碳化硅纤维以及连续碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料 (SiC/SiC 复合材料) 的制备工艺和研制情况。碳化硅（SiC）纤维碳化硅纤维性能良好，常用作耐高温材料和增强材料。碳化硅纤维是一种以碳和硅为主要成分的高性能陶瓷材料，从形态上分为晶须和连续碳化硅纤维，具有高温耐氧化性、高硬度、高强度、高热稳定性、耐腐蚀性和密度小

12、等优点。与碳纤维相比，在极端条件下，碳化硅纤维能够保持良好的性能。由于其具有良好的性能，在航空航天、军工武器装备等高科技领域备受关注，常用作耐高温材料和增强材料。碳化硅纤维制备工艺碳化硅纤维的制备方法主要有先驱体转化法、化学气相沉积法（CVD)和活性炭纤维转化法 3 种。3 种制备方法各有优缺点，而且使用不同制备方法制备的碳化硅纤维也具有不同的性能。先驱体转化法是目前主要采用的碳化硅纤维研制方法。先驱体转化法是由日本东北大学矢岛教授等人于 1975 年研发，包括先驱体合成、熔融纺丝、不熔化处理与高温烧结 4 大工序，先驱体转化法制备碳化硅纤维需要先合成先驱体聚碳硅烷（PCS)。日本、美国等国家

13、的材料制造公司积极利用该法将碳化硅纤维进行工业化生产，逐渐形成了 3 代碳化硅纤维。先驱体转化法制备碳化硅纤维是目前采用比较广泛的一种方法，技术相对成熟、生产效率高、成本低，适合于工业化生产。图 3 先驱体转化法制备碳化硅纤维的过程资料来源：碳化硅纤维国内外研究进展，研究所化学学气相沉积法（CVD 法）制备碳化硅纤维纯度较高，但由于直径较粗，较难织成复合材料。CVD 法的基本原理就是在连续的钨丝或碳丝芯材上沉积碳化硅。该方法的制备过程中，利用碳丝更为合适。一方面，碳的质量比钨的质量小，可以制得更轻的碳化硅纤维；另一方面，钨与碳化硅会发生化学反应，使得在高温环境下碳化硅纤维的强度变差。在碳丝上沉

14、积碳化硅能够得到更稳定的碳化硅纤维及其复合材料。 CVD 法制备的碳化硅纤维的纯度比较高，因此纤维在高温下的强度、抗蠕变、稳定性等性能良好。但是，与先驱体转化法相比，CVD 法制备的碳化硅纤维直径较粗，无法进行编织，因此在利用纤维制成复合材料时比较困难。活性炭纤维转化法原料价格低廉，制备过程相对简单，适合工业化生产。活性炭纤维转化法是在先驱体转化法和 CVD 法之后被研发出来的。主要包括制备活性炭纤维、高温反应气态氧化硅、热处理生产碳化硅纤维三步。因为制备活性炭纤维的原材料价格比较低廉，并且制备过程也比较简单，所以利用活性炭纤维转化法制备碳化硅纤维的成本较低。与先驱体转化法和 CVD 法相比，

15、该方法更适用于工业化生产碳化硅纤维。此外，利用活性炭纤维转化法制备碳化硅纤维主要由碳化硅微晶构成，氧含量仅占 5.9。由于氧含量的大大降低，纤维的抗拉强度变大，能达到 1000MPa 以上。图 4 活性炭纤维转化法制备碳化硅纤维的过程资料来源：碳化硅纤维国内外研究进展，研究所SiC 纤维研制历经三代，国内技术达到国际水平三代碳化硅纤维均已实现工业化生产，日本碳公司和宇部公司总产量占全球 80。根据结构组成和性能，SiC 纤维主要分为三代。目前国际上 SiC 纤维的生产企业主要 集中在日本，包括日本碳公司(Nippon Carbon)和日本宇部公司 (Ube Industries)。 两家公司的

16、总产量占到全球的 80左右。目前第一代、第二代和第三代 SiC 纤维均实现了工业化生产，其中 NipponCarbon 公司的纯 SiC 纤维(牌号 Nicalon)和 Ube Industries 公司的含钛、含锆、含铝等类型的 SiC 纤维(牌号 Tyranno)产量均达到 100 吨级，且基本保持稳定。表 3 三代碳化硅纤维介绍类型工业化产品特点第一代高氧、高碳以 Nippon Carbon 公一代 SiC 纤维氧含量在 10wt以上，纤维含有部分 SiCXOY SiC 纤维司的 Nicalon 200 纤相和游离碳。在惰性气氛中较高温度 (高于 1200)维和 UbeIndustrie

17、s下，该纤维内部的 SiCXOY 相会发生分解反应，并伴随公司的 Tyranno LOX-MSiC 晶粒的粗化，纤维内部产生大量孔洞和裂纹等缺陷，纤维为代表导致纤维力学性能急剧下降。在氧化气氛中，SiCXOY 相分解的同时，纤维表面开始氧化，生成的 SiO2 和逸出的 CO 导致部分孔洞的形成，严重影响纤维的力学性能。在氧化温度为 1200时，纤维性能变得非常差，难以作为复合材料的增强纤维使用。第二代低氧、高碳以 Nippon Carbon 公基于一代纤维中高氧高碳结构对热力学稳定性的影响，研含量 SiC 纤司的 Hi-Nicalon 纤维究人员采用电子辐照等技术改进了不熔化处理工序，大幅维和

18、 Ube Industries 公降低了交联过程中氧元素的引入。相比于第一代 Nicalon司的 Tyranno LOX-E 型 SiC 纤维，Hi-Nicalon 纤维氧含量很低，无 SiCXOY 相纤维、Tyranno ZM 纤 存在，但是依旧富碳，主要由 -SiC、无定型 SiC 以及游维和 Tyranno ZE 纤维 离碳相组成，提升了材料的高温稳定性。为代表第三代近化学计量以 Nippon Carbon 公基于第二代纤维游离碳较多对纤维高温氧化气氛中稳定性比 SiC 纤维司的 Hi-Nicalon S 纤 的影响，Nippon Carbon 公司在 Hi-Nicalon 纤维的基础维

19、、UbeIndustries上进一步降低游离碳含量，研制成功接近 SiC 化学计量公司的 Tyranno SA 纤比的第三代 SiC 纤维，即 Hi-Nicalon S 纤维。该纤维主维和美国 Dow Corning要组成为晶粒尺寸为亚微米级的 -SiC 晶粒，此外包含公司的 Sylramic 纤维 少量游离碳和痕量氧。近化学计量比的组成形态显著提升等为代表 了 SiC 纤维的模量，同时纤维晶间相含量的降低则明显改善了材料的抗蠕变性能。第三代 SiC 纤维具有优异抗氧化性能和抗蠕变性能，显著拓宽了其在航空航天热端构件领域的应用。资料来源：快速成型 SiC 陶瓷基复合材料及其性能研究，研究所国内

20、 SiC 纤维技术达到国际水平，工业化能力仍有差距。目前，国内研制单位主要包括国防科技大学、厦门大学 (含火炬电子科技股份有限公司) 。总体而言，国内已经实现第二代、第三代 SiC 关键技术，但由于基础研究起步较晚，虽然取得了显著进步，但在质量稳定性和工业化能力方面与日本等发达国家的先进水平差距巨大。上世纪 80 年代开始，国防科技大学在实验室开展先驱体热解转化方法制备 SiC 纤维的研究，经过近 30 年的艰难攻关，攻克了先驱体 PCS 的合成、多孔熔融纺丝、 原丝不熔化及连续纤维高温烧成等关键技术，制得了第一代连续 SiC 纤维（KD-I 型 纤维），纤维性能与日本 Nicalon 纤维性

21、能相当。近年来，通过改进先驱体合成方法，建立非氧气氛不熔化处理方法（电子束辐照方法与活性气氛不熔化方法），制得了低 氧含量的 SiC 纤维。通过制备工艺的改进，制得了第二代连续 SiC 纤维（KD-II 型 SiC 纤维），性能相当于日本碳公司 Hi-Nicalon 水平，并已建立了中试生产线。厦门大学于 2000 年后也开展了 SiC 纤维的相关研究。在第三代 SiC 纤维制备研究中，对 Tyranno SA 型和 Hi-Nicalon S 型 SiC 纤维均进行了初步探索其后，其研发思路主要集中于 Hi-Nicalon S 型纤维的制备方法，并在 PCS 纤维的电子束辐照交联、还原气氛下的

22、纤维烧成等方面取得了一定研究成果。火炬电子与厦门大学合作，已建立第二代、第三代 SiC 纤维材料 10 吨生产线，该技术属国内首创，处于国内、外同行业的领先水平。图 5 国产第一代 SiC 纤维(a)和第二代 SiC 纤维(b)显微形貌资料来源：连续碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料研究进展，研究所随着碳化硅纤维生产链的不断扩大，应用范围不断拓展，市场规模快速扩容。据 Stratistics MRC 预测，碳化硅纤维市场到 2026 年将增长至 35.87 亿美元，2017年至 2026 年的复合年增长率高达 34.4。而据 MarketsandMarkets 预计，全球陶瓷基质复合材料市场规

23、模预计将从 2021 年的 88 亿美元增长到 2031 年的 250 亿美元，年复合增长率为 11.0。发展中国家，尤其是亚太地区（如中国、印度、新加坡和泰国）对陶瓷基体复合材料的需求不断增长，将推动市场增长。碳化硅纤维的应用碳化硅纤维作为一种纺织类纤维增强材料，通常以复合材料的形式应用于各个领域，被认为是很有应用前景的一种结构材料，它具有优良的电磁波吸收性，且具有高强高模、耐高温、抗氧化、耐腐蚀、抗蠕变等优点，其中，耐高温和优良的电磁波吸收性是最突出的两个优点。通常以一维形式的纤维、二维形式和三维形式的纤维集合体、非织造织物的形式应用于各个领域的各类零部件。图 6 一维、二维、三维及非织造

24、织物碳化硅纤维示意图资料来源：陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分析研究进展，研究所以一维形式存在时，通常以短切或连续纤维的形式应用于军事、仪器仪表、汽车、宇航、航空、体育用品、电子信息、音响器材、窖炉材料、医卫用品等。在民用领域，碳化硅纤维已经应用到了日本的防盗和防火探测器探头中。以二维形式的纤维集合体存在时，通常以平面织物形式应用于航天飞机、超高音运输机的高温区和盖板，空间飞机或探测器发动机的平面翼板及前沿曲面翼板燃烧室，燃气涡轮发动机的静翼面、叶片、翼盘、支架和进料管，飞机以及高超飞行器的发动机喷口挡板、调节片、衬里、叶盘。实际应用中，德国“桑格尔”、法国“海尔梅斯”、美国 So

25、larturlinces、美国航天飞机系列、日本的 Hope-X、日本 IHI 公司制造的尾椎和消声器、日本 AMG 公司制造的燃烧室、法国 SNECMA 公司研制开发的军用飞机火焰稳定器、Weatline 涡轮叶片、飞机发动机“LEAP-X”、日本 AMG 燃料室、法国 Rafale 战斗机的 M88 发动机部分构件中都存在该形式的碳化硅纤维。以三维形式的纤维集合体存在时，通常以异形编织物的形式应用于飞机、巡航 弹的尾翼、头锥、鱼鳞板、尾喷管，一般是以碳化硅增强铝或碳化硅纤维与 PEEK混编织物的形式存在，其主要发挥优良的吸波性能，用作隐身材料。美国洛克希德公司的隐身战机F-22 的 4 个

26、直角尾翼，法国“幻影 2000”战斗机的 M53 发动机，法 国 Alcore 公司的无人驾驶遥控隐身飞机“豺狼”，日本 IHI 公司生产的军用飞机上均有碳化硅纤维三维产品的身影。以非织造织物存在时，通常以纤维毡的形式应用于核电站耐辐射材料及核聚变装置的第一堆壁、偏滤器、燃料包覆以及控制棒材料。在韩国、美国和德国方程赛车的刹车盘上也有应用。碳化硅纤维的各种优良性能，赋予了其被广泛应用于各个领域的可能，使其能充分发挥自身的性能特点。SiC/SiC 复合材料SiC/SiC 复合材料综合性能优异，在航空、航天、核能等领域具有广泛的应用前 景。SiC/SiC 复合材料是指在 SiC 陶瓷基体中引入 S

27、iC 纤维作为增强相，进而形成以 SiC 纤维为增强相和分散相、以 SiC 陶瓷为基体相和连续相的复合材料。SiC/SiC 复 合材料的结构和组分特征决定了该类材料继承保留了碳化硅陶瓷材料耐高温、抗氧化、耐磨耗、耐腐蚀等优点，同时通过发挥 SiC 纤维增强增韧机理，克服了材料固有的韧 性差和抗外部冲击载荷性能差的先天缺陷。SiC/SiC 复合材料综合性能优异，在航空、航天、核能等领域具有广泛的应用前景，特别是在航空发动机燃烧室内衬、燃烧室筒、喷口导流叶片、机翼前缘、涡轮叶片和涡轮壳环等热端部位。图 7 SiC/SiC 复合材料断裂后截面形貌：(a)韧性断裂；(b)脆性断裂资料来源：连续碳化硅纤

28、维增强碳化硅陶瓷基复合材料研究进展，研究所图 8 PIP 工艺流程SiC/SiC 复合材料的制备工艺主要包括聚合物浸渍裂解工艺 (Polymer Infiltration and Pyrolysis, PIP) 、 化 学 气 相 渗 透工 艺 (Chemical Vapor Infiltration, CVI) 、熔渗工艺 (Reactive Melt Infiltration, RMI)和浆 料 浸渍热压法（SlurryInfiltration and Hot-Pressing process，SIHP）等。PIP 工艺是近些年来研究较多、发展迅速的陶瓷基复合材料制备工艺之一，将聚合物有机

29、先驱体（溶液）浸渍至纤维预制体内部，进而高温裂解生成陶瓷基体，优点在于处理温度较低，近净成型，对于纤维的损伤较小。并且基体可设计性强，可在数次浸渍-裂解周期后得到易加工的中间产品，进行精细加工后再进行进一步致密化，适合制备形状复杂的大型构件。但陶瓷收率低、制造周期长、材料孔隙率高。资料来源：碳化硅纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的发展现状及其在航空发动机上的应用，研究所图 9 CVI 工艺流程CVI 工艺主要通过气相先驱体高温裂解，在纤维表面沉积获得致密化复合材料，通过该法制备的材料纯度高、基体一般具有完整晶体结构，力学性能优异。得到的复合材料外形基本由预制体决定，能实现近净成型，制备形状复杂的部

30、件；在同一沉积炉中，可依次进行界面相、基体以及构件表面涂层的沉积，制备变组分或变密度的复合材料，实现材料的优化设计。缺点在于沉积速率低、制造周期长、成本高、复合材料孔隙率高。资料来源：碳化硅纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的发展现状及其在航空发动机上的应用，研究所RMI 工艺最大的优点为能够通过一次成型制备致密且基本无缺陷的基体，而且预成型件与构件之间结构尺寸变化较小，被认为是快速、低成本制备近净成型复杂形状构件的有效途径。但该工艺的主要问题在于：熔渗过程温度较高，对纤维损伤较大；在熔融浸渗过程中，金属与氧气等反应形成致密氧化物膜，阻碍金属进一步反应而在材料内部形成残留，可能会影响复合材料的高温稳

31、定性。图 10 MI 工艺流程资料来源：碳化硅纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的发展现状及其在航空发动机上的应用，研究所各国对陶瓷基复合材料工艺都进行了详细的研究，其中日本拥有聚碳硅烷（PCS）和连续 SiC 纤维制备技术，主要开展 PIP 工艺制备纤维增强 SiC 复合材料的研究 , 特别是在 SiCf/SiC 复合材料制备上具有较高的研究水平；法国以 CVI 技术为主，且技术水平属国际领先；德国以 RMI 和 PIP 技术为主, 特别是 RMI 技术世界领先；美国对 PIP、CVI 和 RMI 工艺均有研究，且均有较高的研究水平，特别是 RMI 工艺，已经成为 GE 公司陶瓷基复合材料制备的主

32、流工艺。国内碳化硅基复合材料制备以 CVI、PIP、RMI 技术为主，主要研究单位包括西北工业大学、航天材料及工艺研究所、西安航天复合材料研究所、中国科学院上海硅酸盐研究所、航空工业复合材料技术中心、国防科技大学等。其中，西北工业大学张立同院士团队与中国燃气涡轮研究院（现中国航发四川燃气涡轮研究院）合作开发的 7001200长寿命自愈合碳化硅陶瓷基复合材料(CMC-MS)获得了 2004 年度国家技术发明一等奖，在此基础上投入并建成了国内领先、国际先进的 CMC 构件工程化基地。表 4 国外不同型号 SiC/SiC CMC 及其性能研制机构牌号纤维类型制备工艺室温拉伸强度/MPa失效时长美国

33、GE公司Hypercomp PP-HNHi-NicalonMI3211000h/1200Hypercomp SC-HHi-NicalonMI3581000h/1200美国 NASAN22SylramicCVI+MI400500h/1204N24-ASylramic- iBNCVI+MI450500h/1315N24-BSylramic- iBNCVI+MI450500h/1315N24-CSylramic- iBNCVI+MI3101000h/1315N26Sylramic- iBNCVI+PIP330300h/1450法国 SNECMAA410Hi-NicalonCVI200-315600h

34、/1200A416Hi-CVI200-315200h/1400Nicalon-SSiC/SiC 复合材料加工工艺包括传统机械加工、超声波技术、激光加工技术、高压水射流技术和电火花加工技术等。SiC/SiC 复合材料硬度高，材料由基体、纤维等多部分构成，具有明显的各向异性，加之复合材料的表面形貌、尺寸精度和位置精度等对构件的安全性、可靠性和使用寿命等都有重要影响，一般采用传统机械加工技术和特种加工技术相结合的方式实现材料的精确加工。日本在陶瓷基复合材料铣削、切削、磨削、钻削等传统加工领域方面优势明显，美国、德国、英国、俄罗斯等国家在超声波加工、电火花加工、高压水射流加工以及激光加工等领域进行了深

35、入研究。表 5 SiC/SiC 复合材料加工工艺比较加工工艺工艺路线优点劣势传统机械加工基于传统的铣削、切削、磨削、钻削等金属材料加工技术，选择高硬度的金刚石刀具和加工程序对 SiC/SiC 复合材料进行加工，加工工艺的优化、刀具的选择、加工余量的设计是影响加工效果的重要因素适宜于 SiC/SiC 复合材料机的型面加工，外形尺寸易于控制，材料表面光洁度高。不适宜于小尺寸、孔结构的加工。研究表明，采用钻削制孔加工获得的 SiC/SiC 复合材料孔结构表面不平整，存在微裂纹超声波技术利用超声波振子引发工具产生超声频的纵向振动，在材料表面与高速运动的磨砂粒子撞击，从而对被加工表面进行抛磨，实现材料的

36、微加工加工损伤较小，加工质量高加工效率低，适宜于孔结构和型腔成型加工激光加工技术主要以原子跃迁过程中释放出来的高能量光子为热源，照射到材料表面，光能转化为极高密度的热能，产生局部瞬时高温，导致材料熔化甚至气化实现去除无需刀具和模具，属于非接触性加工技术过程伴随较大的热应力，可能导致微裂纹的产生。此外，该工艺成本较高，不利于实现工程化应用高压水射流技术在高压高速水射流中加入超硬磨粒，形成高速冲击的液固两相高速射流，实现材料的加工属于冷态切割，无热影响，不会产生热应力该工艺分辨率低 (一般高于 0.5mm)，高速超硬磨粒的冲击易引起崩边等结构缺陷及损伤，仅适用于复合材料的粗加工电火花加工技术利用电

37、极之间脉冲放电热效应实现对材料的去除加工加工材料和工具无直接接触、无刀具磨损问题。对于非导电陶瓷材料，可采用电解液法和高压电法在加工过程中存在有较大热影响，导致加工工件出现微裂纹和电极产生损耗等问题碳化硅材料在航发上的应用SiC/SiC 耐热性能优异，将替代高温合金在航发上的应用推重比是先进航空发动机的衡量指标，新型材料的应用是提高推重比的有效方法。航空发动机是飞机的心脏，是飞机机动性、航程、可靠性、经济性等性能的主要决定因素之一，而推重比是衡量发动机技术水平和工作能力的综合指标之一。如何进一步提高发动机推重比，降低服役成本等是现阶段各国研究的重点。国内外的研究表明在维持发动机布局和不改变常规

38、金属材料的前提下，气动、热力、部件设计以及结构减重等技术手段的改进，最高只能将发动机的推重比提高到 14 左右。对于推重比 1215 及更高推重比的发动机，则必须在新材料、新工艺应用和新结构设计等方面取得更大突破。对于推重比 1520 的发动机，新材料、新工艺及相应新结构对提高推重比的贡献将高达 5070。图 11 航空发动机传热增强和冷却技术的演变 图 12 先进发动机用材料发展趋势资料来源：陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分 资料来源：航空材料技术的发展现状与展望，研究析研究进展，研究所所现有高温合金材料体系难以满足先进航发，陶瓷基复材成为最有应用潜力的材料。现有推重比 10 一

39、级的发动机涡轮进口温度均达到了 1500，如 M88-2 型发动机 涡轮进口温度达到 1577，F119 型发动机涡轮进口温度达到 1700左右，而目前正 在研制的推重比 1215 的发动机涡轮进口平均温度将超过 1800以上。这远远超过 了高温合金及金属间化合物的使用温度。目前，耐热性能最好的镍基高温合金材料工 作温度达到 1100左右，而且必须采用隔热涂层，同时设计先进的冷却结构。因此，现有的高温合金材料体系已经难以满足先进航空发动机，要发展具有更高推重比的航 空发动机，必须开发新型轻质、高强度、耐高温、长寿命的发动机热端部件材料。陶 瓷基复合材料能够满足上述要求，成为能够替代高温合金在发

40、动机高温部件上应用最 具有潜力的材料。图 13 发动机涡轮前进口温度与输出功率关系图 14 航空发动机的发展与涡轮前进口温度资料来源：航发发动机用陶瓷基复合材料及制造技术，华西 资料来源：陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分证券研究所析研究进展，研究所从陶瓷基体角度来看，以SiC 基陶瓷为代表的非氧化物基体，具有强度高、硬度 高、耐高温性能优异的特点，特别是与制备技术较为成熟的 C 纤维和 SiC 纤维相容性 较好，因此在航空发动机热端部件上取得了广泛的应用。以石英玻璃为代表的玻璃 陶瓷基体本身耐高温性能较差，一般不适合作为航空发动机热端构件材料应用。而氧 化物纤维增强陶瓷基复合材料具

41、有广阔的应用前景，但受制于氧化物纤维的发展水平，限制了这类陶瓷基体材料在航发热端构件上的应用。从增强纤维角度来看，碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-SiC）主要包括碳纤维增韧碳化硅（C/SiC）和碳化硅纤维增韧碳化硅（SiC/SiC）。对于航空发动机，C/SiC 的使用温度为 1650 摄氏度，SiC/SiC 的使用温度为 1450，提高 SiC 纤维的使用温度可使 SiC/SiC 使用温度提高到 1650。由于 C/SiC 抗氧化性能较 SiC/SiC 差，国内外普遍认为，航空发动机热端部件最终获得应用的应该是 SiC/SiC。图 15 SiC/SiC 复合材料的显微结构图 16 C/SiC 复

42、合材料的显微结构资料来源：新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展，华西证 资料来源：新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展，华西证券研究所券研究所与聚合物复合材料相比，CMC-SiC 可提高强度和使用温度。与高温合金相比，在无空气冷却和热障涂层的情况下，CMC-SiC 可降低冷却气流量 1525，提高工作温度 150350，潜在使用温度可达 1650，同时实现减重。与陶瓷材料相比，CMC- SiC 可改善脆性、缺陷敏感性并抑制缺陷体积效应，提高可靠性。与 Cf/C 复合材料相比，CMC-SiC 可提高抗氧化性、强度和使用寿命。由此可见，CMC-SiC 是高推重比航空发动机高温部件用最具潜力的关键热结构

43、材料之一。研究表明，将 CMC-SiC 用于燃烧室、涡轮、加力燃烧室和喷管等热端部件，可使发动机工作温度提高 300500，结构减重 5070，推力提高 30100。图 17 CMC-SiC 复合材料在国外航空发动机中的应用SiC/SiC 材料在国外航空发动机上的应用现状欧美等航空发达国家在航空发动机用CMC-SiC 构件的研制与应用方面，遵循先静止件后转动件，先中温（7001000）件后高温（10001300）件，先简单件后复 杂件的发展思路，优先发展中温中等载荷（应力低于 120MPa）静止件（密封片调 节片、内锥体等）；以此为基础发展高温中等载荷（应力低于 120MPa）静止件（火焰 筒

44、、火焰稳定器、涡轮外环、导向叶片等）；然后发展高温高载荷（应力高于 120MPa）转动件（涡轮转子、涡轮叶片等）。图 18 CMC 在航空发动机热端应用情况CMC-SiC 已在中温中等载荷静止件上得到实际应用和批产。从 20 世纪 90 年代开始，欧美以推重比810 一级航空发动机（如F119，EJ200，F414，M88-，TRENT800等）为演示验证平台，对 CMC-SiC 构件进行了大量应用验证，历时二十余年目前仍在进行。考核结果表明，CMC-SiC 可使中等载荷静止件减重 50以上，并显著提高其疲劳寿命。总的来说，喷管调节片密封片等中温中等载荷静止件已完成全寿命验证并进入实际应用和批

45、量生产阶段；燃烧室火焰筒和内外衬等高温中等载荷静止件正进行全寿命验证，有望进入实际应用阶段；而涡轮转子和涡轮叶片等高温高载荷转动件尚处于探索研究阶段。表 6 陶瓷基复合材料在航空发动机上的应用研究发动机型号材料体系应用部位效果M8802SPECARBINOX A262Cf/SiC 复合材料外调节片于 2002 年开始投入批生产，在国际上首次实现了陶瓷基复合材料在发动机上的应用F119SiC 复合材料矢量喷管内壁板和外壁板有效减重，从而解决飞机重心后移问题F414SiC 复合材料燃烧室能够提供较大的温升，较长的寿命，需要的冷却空气较少F100SiC/SiC密封片累计工作时间 1300h，1200

46、/100h，减重 60。SiCf/SiC 材料比金属密封片具有更好的抗热机械疲劳性能F100-PW-229SiC 基密封片密封片在 Pratt & Whitney（FL）和 Arnold（TN）空军基地进行了 600h 以上的地面试车试验，并在 2005 年和 2006 年通过 F-16 和 F-15E 试飞试验F110SiC/SiC调节片累计工作时间 500h，1200/100h，增加推力 35。取样性能测试结果表明，SiCf/SiC 无明显损伤XTC76/3SiC/SiC燃烧室火焰筒火焰筒壁可以承受 1589K 温度XTC77/1SiC 复合材料燃烧室火焰筒、高压涡轮静子叶片改进了热力和应

47、力分析；质量减轻，冷却空气量减少XTC97SiC 复合材料燃烧室在目标油气比下获得了较小的分布因子XTE76/1SiC/SiC低压涡轮静子叶片提高了强度和耐久性，明显减少了冷却空气需要量EJ200SiC/SiC燃烧室、火焰稳定器和尾喷管调节片通过了军用发动机试验台、军用验证发动机的严格审定，在高温高压燃气下未受损伤Trent800SiC 复合材料扇形涡轮外环可大幅度节省冷却气量、提高工作温度、降低结构重量并提高使用寿命F136（装配 F35）CMC涡轮 3 级导向叶片耐温能力可达 1200，重量仅有镍合金的 1/3。可能是陶瓷基复合材料在喷气发动机热端部件上得到的首次商业应用TrentCMC尾

48、椎截至 2013 年 1 月，运行 73h，未有热或结构应力问题发生Leap-XCMC低压涡轮导向叶片质量仅为传统材料的 1/2 甚至更轻，但可以耐1200以上的高温，并且不需要冷却，易于加工SiC/SiC 复合材料在喷管部件上的应用CMC-SiC 喷管调节片/密封片，已在国外 M53-2，M88，M88-2，F100，F119， EJ200，F414，F110，F136 等多种型号军/民用航空发动机上成功试验并应用多年。早在 20 世纪 90 年代中期，法国 Snecma 公司研制的 Cf/SiC(SEPCARBINOXR A262)和 SiC/SiC (CERASEPR A300)外调节片

49、便成功应用于 M88-2 发动机，在验证了其寿命目标后，于 2002 年投入批量生产后期，Snecma 公司采用抗氧化 BN 界面和高性能 SiC 纤维开发出自愈合CMC-SiC(CERASEPR A410)，成功解决了氧化损伤对构件寿命的影响。 Snecma 公司还与 PW 公司合作研制了 CMC-SiC 密封片，并在 F100 发动机上完成了地面加速任务试验,累计工作 1300h，其中 1200/100h，实现减重 5060，表现出比金属件更好的抗热机械疲劳性能;转移到外场进行评估后，在 F100-PW-229 发动机上进行了飞行试验。目前，法国已实现 CMC-SiC 喷管构件向民用飞机(

50、如空客 A380)发动机的推广应用。图 19 M88-2 用 CMC-SiC 复合材料外调节片美国 NASA 研制的 CMC-SiC 调节片在 F110 发动机上累计工作 500h，其中 1200/100h，增加推力35。GE 公司与 Goodrich 公司合作开发出用于 F414 发动机的 CMC- SiC 调节片和密封片，其中，Goodrich 公司负责提供 CMC-SiCGE 公司进行考核和评估。目前，GE 公司已进行了相关飞行试验考核，累计工作 400h,1100/100h,增加推力 35。为满足综合高性能涡轮发动机技术(integrated high per formance tur

51、bine engine technology,IHPTET)计划第 2 阶段和第 3 阶段的要求，PW、GE、Allison 等公 司还以该计划验证机为平台对 CMC-SiC 调节片和密封片进行了验证。图 20 F414-GE-400 用 CMC-SiC 复合材料调节片及密封片SiC/SiC 复合材料在燃烧部件上的应用燃烧室和加力燃烧室均要承受高温、复杂应力、水氧腐蚀和热冲击等苛刻环境。燃烧室火焰筒、加力燃烧室内锥体和隔热屏为大型薄壁回转体结构，属中等载荷静止件，采用 CMC-SiC 可明显提高使用温度和减轻结构质量。国外 SiC/SiC 燃烧室/加力燃烧室部件，已进行了全寿命演示验证，并进入

52、工程应用阶段，如 F136 和 F414 等发动机燃烧室火焰筒、M88 发动机火焰筒和火焰稳定器等。图 21 CMC 燃烧室组件美国在综合高性能涡轮发动机技 术 (IHPTET) 计 划中将 带环 境 障 涂 层 (environmental barrier coatings, EBCs)的 SiC/SiC 用于燃烧室火焰筒和内外衬,并进行了多次地面试车试验，累计考核 15000h,最高考核温度达到 1200，并通过了全寿命 5000h 和高温段 500h 的测试，质量下降了 30，并减少了 NOx 和 CO 的排放。其中,第 5 次地面试车试验涂覆了联合研究技术中心(unitedtechno

53、l ogies research center,UTRC)制备的EBCs，经过13937h,61 次启动循环的试车试验后，在火焰筒内壁上发现裂纹，从而终止地面试车试验。试验结果表明，EBCs 涂层可对燃气中的 CMC- SiC 提供有效的保护,使其寿命从 5000h 延长至 14000h 左右。带 EBCs 涂层的 CMC-SiC航空发动机高温构件的首次试验结果对航空发动机 30000h 使用寿命的目标具有里程碑意义。在 IHPTET 计划第 3 阶段的验证机 XTC97 上，Honeywell 与 GE 还考核验证了 CMC-SiC 高温升燃烧室。图 22 SiC/SiC 复合材料燃烧室火焰

54、筒美国 GE 公司考核了 SiC/SiC 火焰筒，节约冷却空气 50，减重 50，减少 NOx 排放 20。GE 公司在 2015 年开始在 GEnx 发动机中测试 CMC-SiC 热端部件,并计划大规模采用 CMC-SiC 制备燃烧室衬里以及涡轮叶片，并应用于 GE9x 发动机，同时计划在 LEAP-X 等发动机中也采用 CMC-SiC 火焰筒。Soler 公司研发并验证了一种结构非常简单的 SiC/SiC 燃烧室衬套,该环形薄壁衬套位于金属机甲壳体内,并可与 Lamilloy 结构材料加工的外火焰筒一起组成先进的柔性燃烧室。为降低高温腐蚀环境对 SiC/SiC的影响，Soler 公司还研发

55、了 EBCs 涂层，将 SiC/SiC 衬套寿命提高了 23 倍。此外，美国还将 CMC-SiC 作为高速民用运输机发动机燃烧室内衬的最佳材料,以减少 NOx 的释放。图 23 SiC/SiC 复合材料柔性燃烧室法国 Snecma 公司除将 SiC/SiC 调节片成功运用到 M88-2 发动机外，还积极开发 SiC/SiC 燃烧室火焰筒。Snecma 公司研制的 SiC/SiC 全环燃烧室(CERASEP A415)已通过 180h 的发动机测试(600 个循环,最大状态 100h),研制的火焰稳定器(CERASEP A410)已通过 1180, 143h 的测试，构件结构完整,无损伤。Sne

56、cma 公司还首次设计和制造了 CFM56-C 发动机用 SiC/SiC 混合器,减重 35，并通过了 700 个发动机循环试验，包括 200h 发动机试车和 70h 试飞，目标用于 A380 等飞机。图 24 SiC/SiC 复合材料全环燃烧室图 25 C/SiC 复合材料火焰稳定器资料来源：碳化硅陶瓷基复合材料在航空发动机上的应用需求 资料来源：碳化硅陶瓷基复合材料在航空发动机上的应用需求及挑战，研究所及挑战，研究所SiC/SiC 复合材料在涡轮部件上的应用提高复合材料的开裂应力和高温耐腐蚀及抗冲刷性是CMC-SiC 涡轮导向叶片的研 究重点。涡轮导向叶片工作温度和应力水平高，燃气冲刷严重

57、，热力氧化条件恶劣。传统的 C/SiC 或 SiC/SiC 开裂应力低，在高温高应力和恶劣的热力氧化环境下，将导 致材料氧化严重，快速失效，必须采用 EBCs 涂层延长其使用寿命。因此，提高复合 材料的开裂应力和高温耐腐蚀及抗冲刷性能成为 CMC-SiC 涡轮导向叶片的研究重点。 美国在 EPM 和 UEET 计划的支持下，发展了新的陶瓷纤维(Sylramicm，Dow cor ning)、界面技术(BN 界面、BN/SiC 界面)、基体致密化技术和先进 EBCs 涂层技术等，有效地 解决了部分问题,制备的 SiC/SiC 导向叶片在可模拟发动机服役环境的 NASA Glenn 高 压燃烧环中

58、进行了测试，试验结果表明 SiC/Sic 导向叶片可在恶劣的燃烧环境下承受 1000h 的考核试验。图 26 CMC-SiC 复合材料涡轮导叶和动叶CMC-SiC 在航空发动机转动件上得到成功验证。在 IHPTET 计划第 3 阶段，GE 和 AADC 公司在验证机XTE-77 上采用CMC-SiC 高压涡轮导向叶片,与镍基高温合金相比，质量减轻 50，冷却空气量减少 20。GE 公司采用 SiC/SiC 制备了第 3 级低压涡轮导向叶片，并在 F136 等发动机上进行了验证，使用温度达到 1204，减重 70，冷却空气减少了 50。GE 公司在 F414 发动机上开展了 500 个发动机工作

59、循环的 CMC-SiC涡轮导叶和动叶试验，这是 CMC-SiC 首次在航空发动机转动件上的成功验证。GE 公司还试验了 SiC/SiC 无冷却涡轮动叶,其耐温性明显高于带冷却叶片,该技术拟用于 F136 发动机未来发展型，并将推广应用于 GE9X 发动机高压涡轮第 2 级动叶。图 27 F414 发动机 CMC 转子叶片1998 年,日本在先进材料气体发电机(advancedmaterial gas generator,AMG)计划中研制的涡轮叶片通过了 700,燃气环境，386m/s 的转动实验，没有损伤。2003年，日本在 ESPR 计划中研制了 CMC-SiC 涡轮叶片,并探索了涡轮转子

60、的制造技术。此外，Honeywell 公司为有限寿命无人机设计的 XTL57/1 开发了整体式陶瓷涡轮叶片，并成功通过了 155转速的超转破裂试验，其低压涡轮叶片和高斜率过渡段均采用了陶瓷材料。CMC-SiC 复合材料在国内航空发动机上的研究现状在 CMC-SiC 制备技术方面，国内已接近国际先进水平。国际普遍认为，CMC-SiC是航空发动机高温结构材料的技术制高点。CMC-SiC 的水平可反映国家的武器装备水平。我国高推重比航空发动机的研究起步较晚，但是，近年来国内已经全面突破了 CMC-SiC 及高性能 SiC 纤维制备技术,材料性能已达到或接近国际先进水平，并进行了航空发动机多种构件设计