SiC_f/SiC复合材料热冲击损伤是航空发动机热端部件应用中需要解决的关键问题。本研究利用全自动精准控温的热冲击设备, 在1200 ℃测试了2D SiC_f/SiC的热冲击性能, 拟探究热冲击损伤与面内剪切性能退化之间的相关性。结果表明, 随着热冲击次数增加, 2D SiC_f/SiC涂层表面出现硼硅酸盐玻璃(BSG)气泡, SiC基体氧化, BN界面脱黏加剧, 但并未影响基体开裂、纤维桥联等损伤机制。因此, 2D SiC_f/SiC的面内剪切应力-应变曲线依然呈双线性。热冲击产生的热膨胀失配及SiC基体氧化导致面剪模量由78.5 GPa降低至63.6 GPa, 面剪比例极限应力由128.9 MPa降低至99.3 MPa, 面剪强度由205.8 MPa降低至187.3 MPa。根据面内剪切混合定律, BN界面脱黏加剧是剪切模量退化的关键因素。基体开裂应力公式表明, 氧化后SiC基体体积分数下降, 进一步降低了面剪比例极限应力。基于修正刚体块滑移模型, 利用纤维台阶间距能够有效预测面剪强度的下降规律, 且理论计算结果与实际值误差小于20%。

通过化学气相渗透工艺, 利用以CH₄和C₂H₅OH为前驱体制备碳/碳复合材料, 可以提高沉积速率且易得到高织构的热解炭。探究其反应机制可以更好地用于计算流体力学(CFD)研究。化学反应机制往往包含大量自由基和反应, 而以实验为主手动构建反应机制很容易遗漏重要物质和反应。本研究利用反应机制生成器(RMG)构建了CH₄+C₂H₅OH+Ar体系详细的气相热解动力学机制, 其涵盖31种核心物质和214个核心反应, 预测了主要物质形成和消耗的趋势, 模拟结果与实验结果趋势相吻合。通过详细的动力学机制研究和反应物以及部分重要产物灵敏度分析, 识别了影响关键物质生成和消耗的反应。反应路径分析揭示了详细机制中不同物质之间的关系, 并确定了机制中的核心物质。在温度1373 K、压力10 kPa条件下, 依据灵敏度分析和路径分析的结果对详细机制进行了简化, 得到包含18种物质和44个反应的气相简化动力学机制。该简化机制在保留关键物质的同时显著提高了计算效率, 为进一步CFD研究和应用提供了更为便利的基础。

h-BN陶瓷以其良好的热稳定性和优异的介电性能而成为高超声速飞行器防热透波部件的优异材料, 然而h-BN陶瓷烧结致密化相对困难, 且力学性能较差。SrAl₂Si₂O₈ (SAS)具有较低的熔点和较高的强度, 将其引入到h-BN陶瓷中能够起到促进烧结和补强增韧的作用。本研究以h-BN、SrCO₃、Al₂O₃和SiO₂为原料, 采用热压烧结制备了BN-SAS复相陶瓷, 研究了烧结压力对复相陶瓷显微组织结构、力学性能和热学性能的影响规律, 并评价了BN-SAS复相陶瓷的抗热震性能。结果表明,热压烧结制备的BN-SAS复相陶瓷的物相主要为六方氮化硼和六方锶长石。随着烧结压力增大, 复相陶瓷的致密度增加, 力学性能呈现先增大后略有降低的趋势。在20 MPa烧结压力下制备的复相陶瓷的力学性能最优, 其抗弯强度和断裂韧性分别为(138±4) MPa和(1.84±0.05) MPa·m^1/2。10 MPa烧结压力下制备的BN-SAS复相陶瓷具有较低的热膨胀系数, 在200~1200 ℃范围内的平均热膨胀系数为 2.96×10^-6 K^-1。20 MPa烧结压力下制备的复相陶瓷的热导率较高, 室温~1000 ℃时热导率变化范围为12.42~ 28.42 W·m^-1·K^-1。BN-SAS复相陶瓷表现出良好的抗热震性能, 经600~1400 ℃温差的热震实验后, 其残余抗弯强度先增大后迅速降低。复相陶瓷的残余抗弯强度在热震温差为800 ℃时达到最高, 残余强度保持率为101%。随着热震温差逐渐增大, 陶瓷表面的氧化程度逐步加剧, 热应力引起的裂纹逐渐增多。

连续纤维增强陶瓷基复合材料具有高强韧、耐氧化的特性, 现已成为航空航天领域重要的高温结构候选材料。反应熔渗法可实现陶瓷基复合材料的大规模、短周期和低成本制备, 是目前最具有商业化前景的技术之一。然而, 传统反应熔渗法制得陶瓷基复合材料存在着基体碳残留、纤维刻蚀等问题, 导致材料力学与氧化-烧蚀性能不佳。为突破传统碳基体陶瓷化程度低的局限性, 相关研究人员采用碳基体孔结构构筑方法, 通过多孔碳基体取代传统熔渗预制体中致密碳基体, 以促进碳基体的陶瓷化转变及反应熔体的消耗, 进而实现陶瓷基复合材料的性能优化。本综述介绍了采用多孔碳陶瓷化策略制备SiC陶瓷、SiC/SiC复合材料、C/SiC复合材料及超高温陶瓷基复合材料的相关研究进展, 并且通过与传统反应熔渗法对比, 验证了多孔碳陶瓷化策略的优势, 同时总结了相关多孔碳基体制备方法的发展演变过程, 最后针对先进陶瓷基复合材料的基础理论与工艺技术需求, 对多孔碳陶瓷化改进反应熔渗法的未来发展方向进行了展望。

连续SiC纤维增强SiC(SiC_f/SiC)复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、耐辐照等优点, 在先进航空发动机热端部件和核反应堆包壳等领域具有广阔的应用前景。SiC_f/SiC复合材料具有纤维、界面、基体等复杂的多尺度结构, 其服役环境苛刻、损伤失效过程复杂, 深刻理解与准确分析其在近服役环境下损伤失效模式对于材料和构件的可靠服役具有重要意义。传统的“事后分析”方法无法获取材料在复杂服役环境下的损伤失效过程数据, 因此迫切需要发展面向高温服役环境的复合材料原位表征测试技术。本文介绍了基于扫描电子显微镜、数字图像相关、显微计算机断层扫描、声发射、电阻等原位监测方法的基本原理、优势与局限性, 重点讨论了以上各种原位监测方法及多种原位监测方法联用在SiC_f/SiC复合材料高温环境力学表征中的最新研究进展。最后, 总结了SiC_f/SiC复合材料高温环境原位监测技术存在的挑战, 并对多种原位技术联用、太赫兹辐射等新型检测技术、复杂构件的损伤原位监测方法等未来发展方向进行了初步展望。

新型高熵硼化物陶瓷具有优异的高温稳定性、低热导率等优点, 在高温热防护领域具有广阔的应用前景。本研究采用硼/碳热还原法结合热压烧结技术在1900 ℃下制备了(Ti_0.25Zr_0.25Hf_0.25Ta_0.25)B₂-B₄C高熵硼化物陶瓷, 并研究了B₄C第二相含量对其力学及抗氧化性能的影响规律。结果表明, B₄C均匀分布在高熵基体中, 有效改善了高熵陶瓷的相对密度和力学性能。当B₄C体积分数为20%时, 复相陶瓷的抗弯强度、断裂韧性以及维氏硬度均达到最高, 分别为(570.0±27.6) MPa、(5.58±0.36) MPa·m^1/2和(24.6±1.1) GPa。微观结构分析表明, B₄C能够钉扎晶界、细化晶粒, 并能够引入裂纹偏转、分支等增韧机制, 最终实现复相陶瓷的强化及韧化。此外, 利用静态氧化实验, 揭示了B₄C含量对复相陶瓷800~1400 ℃抗氧化性能的影响。当B₄C体积分数不小于20%时, 其氧化生成的玻璃相B₂O₃能够均匀包裹(Zr, Hf)O₂、TiO_x及Ta₂O₅等高熵基体对应的氧化物, 从而在陶瓷表面形成均匀致密的氧化层, 抑制氧向基体内部扩散, 降低氧化层厚度并提升复相陶瓷的抗氧化性能。本工作能够为高熵硼化物陶瓷的力学及抗氧化性能研究提供实验依据和数据支撑。

针对高速飞行器对于防热/承载一体化超高温陶瓷基复合材料的迫切需求, 以及现有反应型HfC先驱体存在的成本高、效率低和致密效果差等不足, 本研究将HfC亚微米粉体配制成稳定的陶瓷浆料, 利用浆料加压浸渍辅助先驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备了HfC基体均匀分布的C/HfC-SiC复合材料, 探讨了HfC含量对于复合材料微观结构、力学与烧蚀性能的影响。结果表明, 当HfC实际体积分数为13.1%~20.3%时, 复合材料密度为2.20~2.58 g·cm^-3, 开孔率约为5%。通过单层碳布加压浸渍陶瓷浆料, HfC颗粒能够分散到纤维束内部, 且在复合材料中分布比较均匀。提高HfC含量会降低复合材料纤维含量, 其力学性能也呈现出降低趋势。当HfC体积分数为20.3%时, 复合材料的密度、拉伸强度和断裂韧性分别为2.58 g·cm^-3、147 MPa和9.3 MPa·m^1/2; 经氧乙炔焰烧蚀60 s后, 复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.0062 mm/s和0.005 g/s, 烧蚀过程中形成的熔融相Hf_xSi_yO_z能覆盖在材料表面, 起到良好的保护作用。

高性能结构材料部件在航空航天、交通汽车、电子信息、冶金等领域具有重要的应用价值, 得到了广泛研究。增强结构材料部件整体性能的方法主要包括材料本征性能提升和结构复合设计优化, 但提高单一结构材料的本征力学性能的研究已接近极限。本研究旨在提出周期序构结构材料的理念, 并采用一体化烧结制备出整体性能更好的结构复合材料, 从而探索高性能结构复合材料发展的新范式。通过周期序构化的设计, 构建了兼具陶瓷高硬度和金属强韧性的TiB-Ti功能单元, 设计制备了不同周期序构模式的TiB-Ti高性能结构复合材料。在此基础上, 对这些结构进行了力学性能研究, 并通过分析其断裂模式来探究不同序构模式对材料整体性能的影响。结果表明, 周期序构化可以通过改变材料宏观断裂模式和应力分散特性来提高材料的整体性能。这一研究新范式对其他结构复合材料的结构设计和性能突破具有指导和借鉴意义。对周期序构模式的复杂化探索, 对周期序构结构材料的应用场景探索和其他性能测试研究也将是未来需要重点关注的问题。

连续纤维增韧陶瓷基复合材料以其良好的高温性能而被广泛应用在航空发动机等高温部件处, 但服役过程中容易受到异物碎片冲击, 这受到了广泛关注。研究采用轻气炮对化学气相渗透(CVI)技术制备的2D-SiC/SiC试样进行弹丸冲击, 利用高速摄像机记录冲击过程, 使用光学显微镜和CT观察异物损伤(FOD)的表面和内部结构, 探讨了2D-SiC/SiC复合材料的高速冲击损伤特性。结果表明, 2D-SiC/SiC复合材料的高速冲击损伤形式包括锥形裂纹、层间分层、纤维断裂以及基体压溃等。通过表征损伤发现, 试件背部损伤和边缘处分层损伤由反射拉伸波造成, 随着冲击速度提升, 弹丸与拉伸波共同作用会造成试件穿透, 试件边缘分层损伤减弱。对高速冲击后的试件进行准静态拉伸试验, 明确了剩余力学性能与冲击速度、弹丸直径的关系, 表明剩余拉伸强度是表征冲击损伤程度的有效参数。同时, 采用数字图像相关(DIC)方法获得拉伸过程中的应变分布, 并结合不同弹丸直径、冲击速度冲击后的剩余拉伸强度, 进一步对比探究不同变量对冲击损伤的影响。研究结果表明弹丸直径是高速冲击损伤程度的主要影响因素。

由于原子间存在共价键、金属键与离子键的混合键合状态, MAX相陶瓷兼具金属和陶瓷材料的性能特点, 并且常与金属之间表现出良好的润湿性, 有助于形成强界面结合, 独特的层状原子结构使MAX相陶瓷表现出良好的断裂韧性、阻尼与自润滑性能。因此, 作为金属基复合材料的增强相, MAX相陶瓷具有显著优势, 本文着重介绍相关研究进展。目前, MAX相陶瓷增强金属基复合材料主要通过搅拌铸造、粉末冶金和熔体浸渗等途径制备, 得到的复合材料表现出优于金属基体的强度、硬度与模量, 同时还具备良好的耐磨、导电、抗电弧侵蚀等性能。此外, 借助真空抽滤、冰模板等工艺可实现超细片状MAX相陶瓷粉体的择优定向排列, 然后利用金属熔体浸渗多孔陶瓷骨架, 可获得具有类贝壳结构的MAX相陶瓷增强金属基仿生复合材料, 进一步提升材料的强韧性能。MAX相陶瓷增强金属基复合材料在承载、电接触等应用领域具有显著优势和广阔前景。

碳化硅陶瓷是一种重要工程材料, 但具有一定的脆性, 这限制了其进一步应用。二维石墨烯具有诸多优良特性, 可以作为第二相对碳化硅陶瓷材料进行性能改善。然而石墨烯在陶瓷基体中存在分散性较差等问题, 难以发挥其对陶瓷基体的改性作用。为解决以上问题, 本工作以陶瓷有机前驱体聚碳硅烷和工业可膨胀石墨为原料, 通过前驱体-纳米插层技术制备了少层石墨烯纳米片(GNPs)的体积分数分别为1%、3%和5%的SiC/GNPs陶瓷基复合材料。GNPs在SiC陶瓷基体中呈阵列态平行排布, 显示出极高的取向性; 随着GNPs含量增加, 阵列中GNPs的间距依次递减, 表现出一定的微观组织拓扑可调节性; 加入GNPs显著提高了SiC陶瓷的断裂韧性, 当GNPs含量为3%时, 样品的相对密度为98.5%, 抗弯强度为445 MPa, 断裂韧性达到最高值5.67 MPa·m^1/2, 相比纯SiC陶瓷提高了40%, 由GNPs引发的裂纹偏转与桥连是主要的增韧机制。而进一步提高GNPs含量, 断裂韧性下降至4.37 MPa·m^1/2。这种含有石墨烯阵列的复合材料可以用于新型“结构-功能一体化”SiC基陶瓷器件的设计与开发。

高速飞行器中的陶瓷基复合材料结构在服役过程中不可避免地会遇到低速冲击问题, 低速冲击后的损伤形式以及剩余承载能力是影响飞行器结构安全的关键问题。本研究以二维编织SiC/SiC复合材料板件为研究对象, 在不同能量下开展了低速冲击试验, 分析了低速冲击载荷下试验件的表面损伤状态, 通过计算机断层扫描技术观察了试验件内部的损伤形貌, 结合冲击过程中的冲击响应曲线以及应变历史曲线, 分析了SiC/SiC复合材料低速冲击过程的损伤机理。针对含勉强目视可见损伤的试验件开展了冲击后剩余强度试验, 研究了勉强目视可见损伤对SiC/SiC复合材料剩余承载性能的影响。结果表明, 在低速冲击载荷的作用下, 试验件的表面损伤主要包括无表面损伤、勉强目视可见损伤、半穿透损伤以及穿透损伤, 试验件的内部损伤主要有锥形体裂纹、纱线断裂以及分层损伤。低速冲击损伤会严重影响SiC/SiC复合材料的剩余性能, 虽然试验件损伤勉强目视可见，但其剩余压缩强度为无损件81%, 剩余拉伸强度仅为无损件的68%。

AlN-SiC复相陶瓷力学性能好、导热性与抗高温氧化性能优异, 作为纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料具有良好的应用前景。本研究以Si-Al合金为熔渗介质, 多孔C-Si₃N₄为熔渗预制体, 对低温反应熔渗制备AlN-SiC复相陶瓷及其性能展开研究。研究发现Si-Al合金形态对反应熔渗过程存在着重要的影响: 以Si-Al合金粉末作为熔渗介质时, 反应熔渗过程中在Si-Al/C-Si₃N₄界面处将原位形成一层致密的Al-O阻挡层, 从而严重阻碍Si-Al熔体向C-Si₃N₄预制体内部的渗透, 使反应熔渗过程难以进行；以Si-Al合金锭作为熔渗介质时, Si-Al熔体可以深入渗透到多孔C-Si₃N₄预制体内部, 并通过进一步反应, 原位形成致密的AlN-SiC复相陶瓷。材料性能测试表明, 所得材料的力学和热学性能与其内部残余硅含量关系密切。随着残余硅含量降低, 材料强度明显提升, 而热导率有所下降。含质量分数4%残余硅的AlN-SiC复相陶瓷, 抗弯强度达到320.1 MPa, 热导率达26.3 W·m^-1·K^-1, 材料的强度几乎与传统反应烧结SiC陶瓷相当, 并深入探讨了出现上述现象的本质原因。本研究对低温熔渗工艺制备SiC_f/AlN-SiC复合材料具有重要的指导意义。

为研究以高膨胀系数的陶瓷为涂层, 低膨胀系数的陶瓷为基体的预应力陶瓷的高温力学性能, 本工作以氧化锆为涂层, 氧化铝为基体, 制得表层为拉应力的“三明治”结构ZrO₂-Al₂O₃(简称ZcAs)预应力陶瓷。同时选用基体与涂层截面比值相近的Al₂O₃-ZrO₂(简称AcZs)预应力陶瓷、纯ZrO₂和纯Al₂O₃陶瓷为参照样。结合不同温度下的弯曲强度测试结果及维氏压痕结果, 阐明预应力的存在形式及其对裂纹扩展行为的影响, 并研究预应力的温度依赖性。结果表明: ZcAs预应力陶瓷的表层受拉应力, 基体受压应力; 而AcZs预应力陶瓷的表层受压应力, 基体受拉应力。由于拉应力能够促进裂纹扩展, 而压应力能够抑制裂纹扩展, 因此室温下, ZcAs的强度比纯Al₂O₃陶瓷降低13.2%, 而AcZs的强度比纯ZrO₂陶瓷提高25.0%。此外, 无论表层是拉应力还是压应力, 都随着温度升高而降低, 这主要归因于高温导致的预应力松弛。

低密度C/C多孔体的结构与性能调控是制备具有优异摩擦磨损性能的C/C-SiC复合材料的关键。本研究采用化学气相渗积法制备了C/C多孔体, 并对其进行2100 ℃高温热处理, 再通过反应熔渗法制备了C/C-SiC复合材料, 研究了C/C多孔体高温热处理对C/C-SiC复合材料微观结构、导热性能和摩擦磨损性能的影响。结果表明, 经2100 ℃热处理的C/C多孔体孔隙率和石墨化程度增加, 用其制备的C/C-SiC复合材料比C/C多孔体未经热处理的密度更大(2.22 g/cm³), 孔隙率由5.1%降低至3.4%, SiC陶瓷相含量比热处理前提高11.9%。石墨化程度越高，声子的平均自由程越大, 因此其室温的导热率提升到3.1倍, 1200 ℃导热率提升到1.2倍。经过热处理的热解炭更软, 摩擦面易形成连续且稳定的摩擦膜, 因此摩擦系数更稳定, 并且在测试载荷为3、6和9 N下磨损率均显著降低, 下降幅度达到47.8%、41.9%和11.7%, 平均摩擦系数分别为0.47、0.38和0.39。综上所述, 对C/C多孔体进行高温热处理可使C/C-SiC复合材料的导热性能提升, 更耐磨并且表现出更稳定的摩擦系数。

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC_f/SiC)是发展先进航空发动机的关键材料, 航空发动机长时服役要求材料具有优异的高温蠕变性能。本工作研究了平纹编织Cansas-II碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(2D-SiC_f/SiC)在空气中的高温蠕变行为, 蠕变温度为1200~1400 ℃, 应力水平为80~140 MPa。利用扫描电子显微镜(SEM)观察了2D-SiC_f/SiC复合材料的微观组织和断口形貌, 使用能谱分析仪(EDS)进行了成分分析。结果表明: 当蠕变应力低于比例极限应力(σ_PLS)时, 2D-SiC_f/SiC的蠕变断裂时间超过500 h, 稳态蠕变速率为1×10^-10~5×10^-10 /s, 蠕变行为由基体和纤维共同控制。当蠕变应力高于σ_PLS时, 复合材料的基体、纤维和界面均发生氧化, 蠕变断裂时间显著降低, 稳态蠕变速率提高一个数量级, 蠕变行为主要由纤维控制。

碳化硅陶瓷基复合材料以其高比强度、高比模量、高导热、良好的耐烧蚀性能、高温抗氧化性、抗热震性能等特性, 广泛应用于航空航天、摩擦制动、核聚变等领域, 成为先进的高温结构及功能材料。本文综述了高导热碳化硅陶瓷基复合材料制备及性能等方面的最新研究进展。引入高导热相, 如金刚石粉、中间相沥青基碳纤维等用以增强热输运能力; 优化热解炭炭与碳化硅基体界面用以降低界面热阻; 热处理用以获得结晶度更高、导热性能更好的碳化硅基体; 设计预制体结构用以建立连续导热通路等方法, 提高碳化硅陶瓷基复合材料的热导率。此外, 本文展望了高导热碳化硅陶瓷基复合材料后续研究方向, 即综合考虑影响碳化硅陶瓷基复合材料性能要素, 优化探索高效、低成本的制备工艺; 深入分析高导热碳化硅陶瓷基复合材料导热机理, 灵活运用复合材料结构与性能的构效关系, 以期制备尺寸稳定、具有优异热物理性能的各向同性高导热碳化硅陶瓷基复合材料。