超高温陶瓷(Ultra-high Temperature Ceramic, UHTC)结构材料因其在1600 ℃以上氧化环境中表现出优异的抗氧化/烧蚀性能、高温强度保持率和抗热冲击性能, 成为航空航天、国防装备、能源动力等领域的重要候选材料。近年来, 围绕UHTC结构材料的成分调控、微观结构设计、先进制备工艺以及性能优化等方面, 基础研究和技术应用均取得了显著进展。以碳化物、硼化物、氮化物等为代表的UHTC体系, 正面临着温度更高、环境更复杂的服役需求。为进一步推动极端环境用UHTC结构材料的发展, 本文系统综述了该领域的最新研究进展。首先, 详细阐述了UHTC粉体的合成工艺; 其次, 深入探讨了超高温结构陶瓷的体系、致密化方法及结构调控策略; 继而重点分析了超高温陶瓷基复合材料(Ultra-high Temperature Ceramic Matrix Composites, UHTCMCs)、超高温陶瓷改性碳/碳复合材料(Ultra-high Temperature Ceramics Modified Carbon/Carbon Composites, UHTCs-C/C)以及UHTC涂层的制备技术及其性能强化策略, 着重探讨了其在抗氧化/烧蚀领域的最新突破。同时, 本文还指出了极端环境下UHTC结构材料在长期稳定性和可靠性方面面临的主要技术挑战, 并对其未来发展趋势进行了前瞻性展望。

近年来, ZrB₂作为超高温陶瓷(UHTCs)的代表性材料, 已成为新一代空天飞行器热端部件重要的候选材料体系。然而, 其实际应用受限于材料制备以及复杂构件的加工难题。为此本研究通过引入HfSi₂作为烧结助剂, 优化ZrB₂基UHTCs的烧结工艺, 重点解决传统ZrB₂基陶瓷因较低的扩散系数而导致致密化困难的难题。研究聚焦于核-周结构硼化物的形成机制以及其对ZrB₂-HfSi₂陶瓷致密化的辅助作用。采用1600 ℃热压烧结制备了ZrB₂-HfSi₂陶瓷, 结果表明, 在烧结过程中, HfSi₂相软化能够有效填充颗粒间隙, 从而实现ZrB₂-HfSi₂陶瓷的低温烧结。同时, 在保温阶段, Hf与Zr原子通过溶解-再沉淀机制形成具有核-周结构的ZrB₂/(Zr,Hf)B₂, 促进了烧结粉体之间的物质交换, 从而加速了ZrB₂-HfSi₂陶瓷的致密化。此外, 该结构主要由核心ZrB₂及其周边(Zr,Hf)B₂组成, 具有完全共格界面(P6/mmm六方结构), 晶格失配度低(<5%), 界面稳定。ZrB₂-HfSi₂陶瓷的抗压强度、显微硬度以及断裂韧性分别为(1333±83) MPa、(15.86±0.72) GPa以及(2.01±0.36) MPa·m^1/2。该陶瓷主要表现为典型的沿晶断裂形式, 只有少数解理面上出现核-周结构特征。本研究为实现UHTCs低温烧结提供了重要的参考价值。

针对高承载、高温、富氧及宽温域交变热冲击等苛刻工况的航空航天动力装置关键部件, 对材料的力学性能、热稳定性及抗氧化能力提出了极高要求。传统热喷涂技术制备的Al₂O₃涂层凭借高硬度、良好的耐磨性、优异的抗氧化能力及较好的热稳定性, 已在航空航天、能源及机械等领域得到了广泛应用。然而, 热喷涂Al₂O₃涂层以亚稳态γ-Al₂O₃为主晶相, 力学及导热性能弱于α-Al₂O₃相, 这限制了其在更高承载极端工况下的应用效果。为解决上述问题并提升涂层的综合性能, 本研究采用大气等离子体喷涂(Atmospheric Plasma Spraying, APS)技术, 制备了厚度约350 µm的Al₂O₃-GdAlO₃(GAP)非晶涂层。通过设计磨损试验(载荷2000 N、转速500 r/min、时间1 h), 对涂层的摩擦磨损行为及力学性能进行了系统考察。实验结果表明, 由于涂层中高比例的非晶相及优化的微观结构, Al₂O₃-GAP涂层在高速重载摩擦测试中表现出优异的耐磨性和抗裂纹扩展能力, 显著优于传统多晶Al₂O₃涂层。此外, Al₂O₃-GAP涂层的摩擦系数较低且稳定, 摩擦表面温度明显降低, 减缓了高温氧化及热损伤的发生, 缓解了应力集中效应。综上所述, Al₂O₃-GAP非晶涂层在高载荷、高速摩擦工况下具有显著优势, 为航空航天动力装置关键部件的防护提供了一种高性能、可靠服役的涂层解决方案。

陶瓷与金属的连接能满足工程领域对高性能结构部件的需求。然而, 金属和陶瓷热膨胀系数的显著差异, 以及金属对陶瓷表面的润湿性较差, 使得陶瓷与金属的连接面临诸多挑战。本研究采用“闪连”技术, 在电场/电流的辅助作用下和相对低的温度下实现了金属Cu和5YSZ(5%氧化钇稳定氧化锆, 摩尔分数)陶瓷的快速连接。研究了电场强度、电流密度和连接时间对金属Cu和5YSZ“闪连”行为和连接程度的影响, 分析讨论了金属Cu和5YSZ的“闪连”机理。结果表明, 在温度为753 ℃、电流密度为10 A/cm²、连接时间为3 min的条件下, 金属Cu和5YSZ的连接界面最致密。进一步提高温度、增大电流或延长“闪连”时间, 连接接头开始恶化, 甚至发生断裂。当“闪连”发生时, 样品中会发生电化学反应, 并产生氧空位缺陷。物相分析和微观结构分析表明, 在电化学反应作用下, 原子扩散促进了Cu和5YSZ的连接, 其中Cu原子扩散进入5YSZ晶格中, 被还原的Zr原子扩散进入Cu晶格中。此外, 电场方向对Cu和5YSZ的连接有极大影响。当电场方向从5YSZ到Cu时, 可实现良好连接; 当电场方向从Cu到5YSZ时, 二者无法实现连接。

CeO₂-ZrO₂固溶体的制备一般通过化学沉淀和高温焙烧两步完成, 但是在高温条件下, 纳米晶粒容易聚集长大, 导致其比表面积降低, 进而削弱了其吸附和催化性能。本研究通过简单的一步醇热法制备出高比表面积的纳米CeO₂-ZrO₂固溶体, 避免了高温焙烧对晶粒长大和比表面积降低的影响。采用不同手段对制备的CeO₂-ZrO₂固溶体的晶体结构、微观形貌以及热稳定性进行表征, 并测试其除砷(As)性能。结果表明, 本研究制备的纳米CeO₂-ZrO₂固溶体晶粒发育完整, 粒子纯度高、分散性好, 对水中As(III)具有良好的吸附效果。其中, Ce_0.8Zr_0.2O₂样品在As(III)平衡溶度为95 mg/L时的饱和吸附量可达163 mg/g, 高于纯CeO₂和ZrO₂样品, 也远高于采用传统焙烧法制备的CeO₂-ZrO₂固溶体, 并且该吸附材料在pH 3~9范围内一直保持较高的As(III)去除率以及良好的耐酸碱性能。吸附机理研究表明, 溶液中As(III)离子与Ce_0.8Zr_0.2O₂固溶体表面金属离子形成配位键, 该过程属于化学吸附。

在高热流密度烧蚀环境中, 飞行器的表面温度迅速升高, 导致传统高导热材料无法有效保护内部金属部件。本研究通过浆液浸渍缠绕和热压烧结法制备了SiC颗粒(SiC_p)掺杂的连续碳纤维增强低导热Li₂O-Al₂O₃-SiO₂ (C_f/LAS)玻璃陶瓷复合材料, 研究了基体结晶度对超高热流密度下复合材料烧蚀性能的影响规律。利用复合材料中SiO₂气化吸热和低导热的特性, 有效降低了复合材料表面和内部温度, 从而保障了飞行器和电子器件的安全运行。结果显示, 在20 MW/m²热流密度下, 10%(质量分数)SiC_p掺杂的复合材料平均线性烧蚀率显著降低。透射电镜结果表明, 掺杂后的玻璃基体结晶度提高, 内应力降低, 晶格畸变减少, 从而增强了复合材料的高温性能。然而, 当SiC掺杂量过高时, 结晶度降低, 烧蚀性能变差。最终, 在30 MW/m²热流密度下, 10%(质量分数)SiC_p掺杂的C_f/LAS复合材料的平均线性烧蚀率与商用碳/碳复合材料相当, 且具有较低的导热性和较高的抗弯强度。这种新型高性能C_f/LAS复合材料价格低廉、周期短, 适合大规模生产, 有望广泛应用于高超音速飞行器耐烧蚀部件。

连续碳化硅纤维增强碳化硅(SiC_f/SiC)复合材料因其优异的力学性能和耐高温特性, 已广泛应用于航空发动机热端部件。为了确保SiC_f/SiC复合材料部件在服役过程中的安全性, 研究其在长时间高温下的力学性能演变具有重要意义。本研究采用Cansas-II SiC纤维制备了具有BN界面的mini-SiC_f/SiC复合材料, 在1100、1200、1350 ℃下分别进行5、10、50、100、200 h的热处理, 以探究长时间高温热处理对mini-SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响。研究结果表明: 在1100 ℃下, 热处理对mini-SiC_f/SiC复合材料的力学性能未产生显著影响, 各阶段对力学性能的贡献占比几乎保持不变。在1200 ℃下, 短时间热处理对于mini-SiC_f/SiC复合材料的作用不明显, 其拉伸强度未显著变化; 然而, 长时间热处理会导致SiC纤维损伤, 从而降低复合材料的拉伸强度。在1350 ℃下, 热处理显著改善了BN界面性能, 导致SiC纤维损伤严重, mini-SiC_f/SiC复合材料的力学性能显著降低, 且随着热处理时间延长, 纤维损伤程度加深, 复合材料力学性能持续恶化。

层状Ta/Ta_0.5Hf_0.5C金属陶瓷具有耐高温、高强度及高韧性等特点, 是航空航天高温热结构领域的优良候选材料。为进一步明确层状Ta/Ta_0.5Hf_0.5C金属陶瓷在高温环境下的氧化烧蚀特性, 本研究采用高频等离子体风洞考核了其高温抗烧蚀性能, 并对其烧蚀前后的物相组成、微观结构进行了表征分析。研究结果表明层状Ta/Ta_0.5Hf_0.5C金属陶瓷具有良好的抗烧蚀性能, 在近3000 ℃空气等离子体烧蚀下, 其质量烧蚀率和线烧蚀率分别仅为0.061 g/s和0.019 mm/s。在烧蚀过程中, 由于Ta金属层和Ta_0.5Hf_0.5C陶瓷层的烧蚀速率、热膨胀系数不一致, 层状Ta/Ta_0.5Hf_0.5C金属陶瓷表面和内部分别出现沿层状结构方向的隆起-沟壑形貌和裂纹。其中, 隆起区域主要是Ta_0.5Hf_0.5C陶瓷层氧化生成的Hf₆Ta₂O₁₇, 其能够在高温下稳定存在, 进而保护陶瓷层内部不被氧化; 沟壑区域则主要是Ta金属层氧化生成的Ta₂O₅, 其在高温下会发生熔化和挥发, 且在气流作用下会向烧蚀边缘溅射或流失, 因而展现出隆起-沟壑的表面形貌。而层状结构内部产生的裂纹主要是由于在烧蚀后的冷却过程中, 热膨胀系数差异使Ta_0.5Hf_0.5C陶瓷层受热应力作用, 但金属层与陶瓷层之间的Ta₂C片状界面对裂纹起到了分支、偏转及萌生微裂纹等作用, 从而使材料整体上表现出良好的抗热震性能。

SiC/SiC复合材料已成为高超音速飞行器和高推重比航空发动机的核心热结构材料之一。设计含硼陶瓷前驱体结构及组分, 利用其作为前驱体浸渍裂解(PIP)工艺的浸渍剂, 并将一定量的自愈合组元引入基体, 是提升SiC/SiC复合材料抗氧化性能的技术途径之一。本研究采用硼烷吡啶或硼烷三乙胺作为硼源, 与固态聚碳硅烷(PCS)二甲苯溶液复配, 制备得到硼改性PCS溶液。以此作为PIP工艺浸渍剂, 分别制备了不同基体硼改性SiC/PyC(热解碳)/SiC复合材料, 并研究了硼改性PCS衍生陶瓷的理化性质以及基体硼改性前后SiC/PyC/SiC复合材料的物理及力学性能。研究结果表明, 适量的硼烷吡啶及硼烷三乙胺作为硼源加入固态PCS溶液中, 可在其衍生陶瓷中有效引入硼异质元素。与未改性PCS相比, 硼改性PCS(BP-1和BP-2)的陶瓷产率更高, 衍生陶瓷均呈半结晶β-SiC结构, 其中硼异质元素引入量分别为1.7%和2.2%(质量分数)。与未改性复合材料相比, 基体改性SiC/SiC复合材料密度、显气孔率以及断裂韧性等变化不大, 但弯曲模量从116 GPa提升至132 GPa。另外, 单独采用硼烷吡啶作为硼源所制备的改性复合材料弯曲强度为658 MPa, 与未改性复合材料弯曲强度(643 MPa)相近且离散系数更低。这些结果为基体硼改性SiC/SiC复合材料的制备及高性能SiC/SiC复合材料热端部件的研制提供了重要参考。

细直径连续SiC纤维是先进陶瓷基复合材料的最佳增强纤维之一, 在航空航天和核工业领域具有重要的应用价值, 其中高结晶近化学计量比SiC纤维的耐温性能最好, 但是高温烧结条件对该纤维元素组成与微观结构的影响规律还不清楚。本工作研究了烧结温度和时间对纤维中SiC_xO_y相分解、晶粒长大以及纤维致密化的影响规律, 发现SiC_xO_y相分解和纤维的致密化过程均是由表层逐渐向芯部进行, 并且只有在适当的烧结温度(1800 ℃)下, 才能通过生长β-SiC晶粒来弥补SiC_xO_y相分解产生的孔隙缺陷, 最终实现纤维的致密化。值得注意的是, 过高的烧结温度会造成β-SiC晶粒分解。虽然延长烧结时间有助于消除纤维中的残余氧, 但会使β-SiC晶界处的石墨相变得更加集中, 且纤维芯部产生更多的孔隙缺陷。通过优化条件最终成功制备了致密的高结晶近化学计量比SiC纤维, 其组成为SiC_1.04O_0.02Al_<0.01, 纤维中的β-SiC晶粒均匀分布, 尺寸达到100~200 nm。纤维的拉伸强度和杨氏模量分别为1.88 GPa和373 GPa, 并且密度高达3.1 g/cm³。上述研究结果可以为进一步提升SiC纤维的综合性能奠定坚实的基础。

连续碳纤维增强碳化硅(C/SiC)复合材料用作热防护结构材料时, 可能遭受低速冲击损伤。然而, 目前对于C/SiC复合材料面内冲击损伤和多次冲击损伤的研究尚不充分。本研究通过落锤冲击试验, 测试了C/SiC条状试样的面内冲击破坏行为, 并与C/SiC复合板的落锤冲击试验进行了比较。结果表明, C/SiC条状试样的面内冲击行为与C/SiC复合板相似, 冲击载荷随位移的变化可分为三个阶段: 近似线性阶段、载荷骤降阶段、冲击能量超过峰值后试样位移发生反弹阶段。对二维(2D)平纹C/SiC复合材料和三维(3D)针刺C/SiC复合材料在不同冲击能量和时间下的单次和多次冲击破坏行为进行了研究。借助计算机断层扫描(CT)技术研究了C/SiC复合材料的裂纹扩展。对于2D平纹C/SiC复合材料, 冲击过程中载荷难以在预制体的层间传播, 导致分层和90°纤维脆性断裂。随着冲击能量增大, 垂直于冲击方向的裂纹长度增加, 0°纤维断裂加剧, 纤维损失面积增大。对于3D针刺C/SiC复合材料, 冲击过程中载荷通过针刺纤维的连接在层间传播, 纤维依然起到良好的支撑作用, 出现纤维拉断和脱黏现象, 其抗冲击性能优于2D平纹C/SiC复合材料。对于受到两次1.5 J冲击的3D针刺C/SiC复合材料, 第二次冲击的能量吸收率明显降低, 冲击位移减小, 两次1.5 J冲击的总能量吸收效率低于单次3.0 J冲击。

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%。