碳化硅纖維增韌碳化硅陶瓷基復合材料的發(fā)展現(xiàn)狀及其在航空發(fā)動機上的應用

（中航復合材料有限責任公司，北京 101300）

連續(xù)碳化硅纖維具有高強度、高模量，高溫下抗氧化、抗蠕變性能好，與陶瓷基體相容性良好等性能特點，是制備高性能陶瓷基復合材料的重要增強體[1-2]。連續(xù)碳化硅纖維增韌碳化硅陶瓷基復合材料（SiC/SiC CMC）是目前國際公認的最有潛力的發(fā)動機熱結構材料之一，保留了碳化硅纖維高強高模、耐高溫、抗蠕變、耐腐蝕、材料熱膨脹系數(shù)小等優(yōu)點，同時克服了碳化硅陶瓷斷裂韌性低和抗沖擊性能差的缺陷[3]。隨著航空燃氣渦輪發(fā)動機推重比的不斷提高，對熱端部件的耐溫要求也越來越高，熱端部件的工作溫度已超出現(xiàn)有的傳統(tǒng)高溫合金材料耐高溫、耐腐蝕和抗氧化的極限。SiC/SiC CMC密度低，僅為高溫合金的1/3～1/4；在不使用空氣冷卻和環(huán)境障涂層的情況下，工作溫度可達1200℃以上，潛在使用溫度可達1600℃。高溫合金的比強度和比模量在高于1050℃時急劇下降，而SiC/SiC CMC比強度和比模量隨溫度升高而增加，在高于1050℃的使用環(huán)境中，與高溫合金相比優(yōu)勢顯著。因而，SiC/SiC CMC是用于航空發(fā)動機燃燒室/加力燃燒室、渦輪、尾噴管等熱端部件的理想材料，其研究和發(fā)展對提高我國航空發(fā)動機的性能具有重要意義。

SiC/SiC CMC的發(fā)展現(xiàn)狀

1 碳化硅纖維的發(fā)展現(xiàn)狀

SiC/SiC CMC通常由碳化硅纖維、碳化硅陶瓷基體、基體與纖維之間的界面相和環(huán)境障涂層組成。碳化硅纖維在SiC/SiC CMC中起到主要的增強增韌作用。隨著世界上對航空發(fā)動機熱端部件耐溫要求的不斷提高，耐溫能力1200℃以上的碳化硅纖維作為SiC/SiC CMC最關鍵的原材料，已成為各國研究重點。

制備碳化硅纖維主要有4種方法：先驅體轉化法[4]、化學氣相沉積法[5]、超微細粉高溫燒結法[6]和活性碳纖維轉化法[5]。目前只有先驅體轉化法和化學氣相沉積法實現(xiàn)了商品化，而先驅體轉化法一直是制備連續(xù)束絲碳化硅纖維的最主要方法。

1975年，Yajima教授等[7-9]開創(chuàng)了先驅體轉化法制備連續(xù)碳化硅纖維的方法，工藝流程如圖1所示，包括先驅體合成、熔融紡絲、不熔化處理與高溫燒結4大工序。

此后，西方國家開展了大量基于先驅體轉化法制備碳化硅纖維的基礎研究和應用研究。國外先驅體轉化法制備的碳化硅纖維根據(jù)纖維化學組成的不同可以分為3代[10]（基本情況見表1）。

圖1 先驅體轉化法制備碳化硅纖維的工藝流程Fig.1 Processing route of the polymer-derived SiC fibers

表1 國外3代碳化硅纖維的基本情況

1.1 第一代碳化硅纖維

第一代為高氧碳含量碳化硅纖維，主要有日本碳公司（Nippon Carbon）生產(chǎn)的Nicalon系列纖維（代表牌號為Nicalon NL-200）[11]和日本宇部興產(chǎn)公司（Ube Industries）生產(chǎn)的Tyranno Lox-M纖維[12]。

Nicalon NL-200纖維直接采用Yajima方法，原纖維在氧化交聯(lián)過程中引入氧原子形成大量Si—O鍵，得到不熔化纖維；在高溫燒結過程中，先是不熔化纖維在約800℃時反應生成自由碳，而后在約1300℃自由碳與纖維中的Si—O鍵反應形成Si—C鍵，最終纖維由細小的β-SiC晶粒（＜3nm）、晶粒間的玻璃態(tài)SiOxCy相和游離碳顆粒（約1nm）組成，纖維中氧含量為10%～15%。宇部興產(chǎn)公司在PCS先驅體中引入了鈦醇鹽，生成鈦碳硅烷先驅體，然后采用Yajima方法制備了Tyranno Lox-M纖維。

第一代纖維含有較多玻璃態(tài)SiOxCy相，在1000℃以上的空氣環(huán)境中SiOxCy相發(fā)生分解反應，產(chǎn)生SiO和CO氣體并逸出，與此同時β-SiC納米晶粒迅速長大，在高溫下熱力學不穩(wěn)定從而分解產(chǎn)生了大量孔洞和裂紋，導致纖維強度急劇下降，嚴重限制了其應用[13-14]。

1.2 第二代碳化硅纖維

由于晶粒間含氧SiOxCy相存在導致碳化硅纖維在高溫下熱力學不穩(wěn)定，需要通過降低纖維中的氧含量來提高纖維的高溫力學性能。日本碳公司和日本宇部興產(chǎn)公司分別在無氧氣氛中采用電子輻照對原纖維進行不熔化處理，使 Si―CH3、Si―H和C―H鍵發(fā)生交聯(lián)反應形成Si―Si和Si―C鍵，制得了低氧高碳含量的第二代碳化硅纖維，命名為Hi-Nicalon纖維[11]和Tyranno Lox-E、Tyranno ZE纖維[15]。以Hi-Nicalon纖維為例，其微觀結構為85%的β-SiC 晶 粒（5～10nm）、11% 的 游離碳顆粒（約5nm）和4%的玻璃態(tài)SiOxCy相。與第一代纖維相比，Hi-Nicalon的SiC晶粒尺寸較大，氧含量降低，游離碳含量相對較高，可以在1200～1300℃的空氣環(huán)境中保持熱穩(wěn)定[16-17]。

由于電子輻照進行不熔化處理的成本較高，宇部興產(chǎn)公司放棄了Tyranno Lox-E和Tyranno ZE纖維的產(chǎn)業(yè)化，在Tyranno Lox-M纖維制備工藝的基礎上，用Zr代替Ti，通過空氣氣氛下不熔化處理制備了含Zr的Tyranno ZMI纖維，其氧含量較Tyranno Lox-M纖維有所降低[18]。

1.3 第三代碳化硅纖維

為進一步提高碳化硅纖維的使用溫度，日本和美國分別開發(fā)了近化學計量比的第三代碳化硅纖維，纖維中的雜質氧、游離碳含量進一步降低，接近碳化硅的化學計量比。

日本碳公司在Hi-Nicalon纖維工藝的基礎上，對高溫燒結工藝進行了改進：在1500℃下H2氣氛中燒結去除不熔化纖維中的富余碳，從而獲得C/Si化學計量比為1.05的納米尺度晶粒（約20nm）的Hi-Nicalon S纖維[19]。日本宇部興產(chǎn)公司采用聚鋁碳硅烷先驅體，在空氣中進行固化交聯(lián)得到不熔化纖維，而后在惰性氣氛中1500～1700℃下去除纖維中多余的碳和氧，在高于1800℃下進一步燒結得到含鋁的六棱柱狀晶Tyranno SA[20]。美國 Dow Corning 公司在Tyranno Lox-M纖維工藝的基礎上，用甲基聚二硅氮烷和氫化聚硅氮烷作為先驅體，在1400℃下去除纖維中多余的碳和氧，引入硼作為燒結助劑高溫燒結制成含硼的多晶Sylramic纖維[21]。第三代碳化硅纖維在制備過程中，通過在無氧氣氛下高溫處理去除富余碳和氧，并引入燒結助劑有效阻止纖維晶粒的過大生長及多孔結構的形成，提高了纖維的致密化程度和耐高溫性能，該類纖維在空氣環(huán)境中1300～1800℃時仍具有良好的熱穩(wěn)定性。

1.4 國內(nèi)碳化硅纖維發(fā)展現(xiàn)狀

目前國外三代碳化硅纖維都已經(jīng)實現(xiàn)工業(yè)化與商品化，并形成了適合于不同性能要求的產(chǎn)品全系列。而我國對碳化硅纖維的研究起步較晚，其研究和應用相對落后。

國防科技大學經(jīng)過多年的研究，制備出了不同耐溫特性和不同功能的系列連續(xù)碳化硅纖維。與國外三代碳化硅纖維相對應，不同系列碳化硅纖維分別為KD-I 型、KD-II 型和KD-SA 型，纖維的各項性能達到或接近國外同類產(chǎn)品水平。與日本三代碳化硅纖維相比，國防科技大學研制的碳化硅纖維在技術路線上相似，但對部分工藝進行了改進，其中KD-II 纖維采用了化學氣相固化（Chemical Vapor Curing，CVC）工藝，與電子輻照進行不熔化處理工藝相比，化學氣相固化工藝設備簡單，且纖維的制造成本大大降低[2]。

廈門大學通過電子輻照和熱化學交聯(lián)的方式，實現(xiàn)了碳化硅原絲纖維的非氧氣氛交聯(lián)，制得低氧含量的交聯(lián)纖維，再經(jīng)過高溫燒成制得低氧含量的高耐溫碳化硅纖維，制得的碳化硅纖維性能接近日本同類產(chǎn)品水平[22]。

2011年蘇州賽力菲陶纖有限公司采用與國防科技大學類似的工藝實現(xiàn)了第一代碳化硅纖維的產(chǎn)業(yè)化，并以“賽力菲-SLF”為商品名進行銷售[23]。

總體來說，經(jīng)過多年的研制，國內(nèi)碳化硅纖維已經(jīng)突破了纖維制備的各項關鍵技術，綜合性能達到或接近國外同類產(chǎn)品水平，但在商業(yè)化生產(chǎn)規(guī)模與批次間質量穩(wěn)定性等方面還需開展進一步工作。

2 SiC/SiC CMC制備工藝

國外陶瓷基復合材料的制備工藝經(jīng)過幾十年的發(fā)展已經(jīng)趨于成熟，主要包括化學氣相滲透（Chemical Vapor Infiltration, CVI）工藝、聚合物先驅體浸漬裂解（Polymer Infiltration and Py-rolysis, PIP ）工藝和熔滲（Melt Infiltration, MI）工藝[24-26]。

2.1 CVI工藝

CVI工藝流程（見圖2）主要是：將纖維預制體置于沉積爐中，氣態(tài)先驅體通過擴散、對流等方式進入預制體內(nèi)部并吸附在纖維表面，在一定溫度下生成固態(tài)的碳或陶瓷組分沉積于纖維表面形成涂層，生成的氣態(tài)副產(chǎn)物向外擴散；隨著沉積的進行，纖維表面的涂層越來越厚，首先對纖維束內(nèi)纖維之間的空隙進行填充，待束內(nèi)空隙填滿后，繼續(xù)沉積的涂層組分進行纖維束間空隙的填充，最終各涂層相互重疊，成為材料內(nèi)的連續(xù)相基體[27-28]。

CVI法的主要優(yōu)點是：（1）基體的沉積過程中反應溫度及壓力較低，對纖維基本無損傷；（2）反應過程緩慢連續(xù)，材料內(nèi)部殘余應力小，基體具有完整晶型，力學性能優(yōu)異；（3）得到的復合材料外形基本由預制體決定，能實現(xiàn)近凈成型，制備形狀復雜的部件；（4）在同一沉積爐中，可依次進行界面相、基體以及構件表面涂層的沉積，制備變組分或變密度的復合材料，實現(xiàn)材料的優(yōu)化設計。

CVI法的主要缺點有：（1）沉積速率較慢，制造成本高；（2）氣態(tài)先驅體從預制體表面向內(nèi)部擴散，預制體表面沉積速度大于內(nèi)部，導致表面空隙封閉，內(nèi)部空隙無法繼續(xù)沉積，且沉積過程中氣態(tài)副產(chǎn)物易在預制體內(nèi)部殘留形成孔隙，因而材料的孔隙率較高，不適合制備厚壁部件；（3）沉積過程包含極其復雜的熱力學和動力學過程，工藝較為復雜。

圖2 CVI工藝流程Fig.2 CVI processing route

2.2 PIP工藝

PIP法工藝流程如圖3所示，將液態(tài)陶瓷先驅體浸漬到真空、密封的纖維編織體內(nèi)，液態(tài)先驅體經(jīng)過干燥或交聯(lián)固化，在惰性氣體保護下或真空環(huán)境下高溫裂解，原位轉化成陶瓷基體[29]。由于先驅體裂解過程中氣態(tài)副產(chǎn)物逸出及裂解后基體收縮，單次裂解過程的陶瓷收縮率較低，制備過程需重復多次浸漬-裂解過程才能實現(xiàn)材料的致密化。

該工藝的優(yōu)點包括：（1）裂解過程溫度較低，對纖維的損傷較?。唬?）基體可設計性強，能夠通過設計先驅體組分制備組分、結構可控的陶瓷基體；（3）通過液態(tài)先驅體在預制體內(nèi)均勻浸漬后裂解，得到的材料一致性較好；（4）可在數(shù)次浸漬-裂解周期后得到易加工的中間產(chǎn)品，進行精細加工后再進行進一步致密化，適合制備形狀復雜的大型構件。

該工藝的缺點在于：（1）液態(tài)先驅體在干燥和裂解過程中體積收縮明顯，產(chǎn)生的應力會對纖維造成損傷；（2）致密化過程需要經(jīng)過多次浸漬裂解處理，制備周期較長；（3）裂解過程中易在預制體內(nèi)部形成孔隙，得到的材料孔隙率較高。

圖3 PIP工藝流程Fig.3 PIP processing route

2.3 MI工藝

MI法的工藝過程主要分為4個步驟（見圖4）：（1）在預制體中的纖維表面沉積形成界面相，以降低后續(xù)融滲過程對纖維的損傷；（2）在預制體內(nèi)形成一定量的多孔熱解碳（PyC）基體；（3）在高溫真空環(huán)境中，將液態(tài)溶融硅滲入預制體內(nèi)；（4）溶融硅與PyC發(fā)生反應，最終生成連續(xù)致密的SiC基體[30]。

圖4 MI工藝流程Fig.4 MI processing route

該工藝簡單，能夠通過一次成型得到致密的基體，材料孔隙率低于2%，而且預制體與構件之間結構尺寸變化較小，可快速、低成本制備近凈成型復雜形狀構件。

該工藝的主要問題在于：熔滲過程溫度較高，對纖維損傷較大；在熔融浸滲過程中，金屬與氧氣等反應形成致密氧化物膜，阻礙金屬進一步反應而在材料內(nèi)部形成殘留，可能會影響復合材料的高溫穩(wěn)定性。

2.4 國內(nèi)外制備工藝進展

各國在SiC/SiC CMC制備工藝方面均開展了大量研究，其中日本主要開展PIP工藝的研究；法國以CVI技術為主，且技術水平屬國際領先；德國在MI 技術領域技術世界領先；美國在PIP、CVI和MI工藝上均有較高的研究水平[30]。

美國、法國等國家已經(jīng)將SiC/SiC CMC系列化，表 2中不完全統(tǒng)計了美國GE公司、NASA和法國SNECMA公司研發(fā)的SiC/SiC CMC體系及其在高溫長時間下的性能[31]。研究表明，現(xiàn)階段SiC/SiC CMC能夠在高溫下承受較高的載荷并保持長時間的化學穩(wěn)定性。

表2 國外不同型號SiC/SiC CMC及其性能

我國對于SiC/SiC CMC的PIP、CVI和MI制備工藝均有研究，其中航空工業(yè)復材中心和北京航空材料研究院主要以PIP工藝與MI工藝為主；西北工業(yè)大學以CVI工藝為主，并在前期研究基礎上，開發(fā)出了“CVI+PIP”混合工藝，大幅縮短了構件的制備周期[32]；上海硅酸鹽所和中南大學在MI 工藝方面取得了顯著的技術突破，上海硅酸鹽所對傳統(tǒng)MI工藝進行了革新，制備的復合材料力學性能接近美國同類材料[30,33-34]。經(jīng)過多年努力，材料性能和整體研究水平已接近或達到國際先進水平，但構件的工程化技術還有待于進一步優(yōu)化。

3 SiC/SiC CMC界面相

界面相位于纖維與基體之間的結合處，是調節(jié)纖維與基體之間相互關系進而提高復合材料綜合性能的關鍵因素。對于需要在高溫氧化環(huán)境中使用的SiC/SiC CMC而言，界面相可以保護纖維在與基體的高溫復合過程中不受或少受損傷，盡可能保留纖維強度，同時避免造成過強的界面結合；將外加載荷有效地通過基體傳遞給纖維，充分發(fā)揮纖維的承載能力和增強作用；緩解纖維與基體之間因熱膨脹系數(shù)不匹配形成的熱應力；在裂紋擴展時發(fā)生界面解離，偏轉基體裂紋，耗散裂紋能量，起到增韌作用[35]。SiC/SiC CMC的界面相多采用具有層狀結構、性能穩(wěn)定的材料構成，主要分為熱解碳（PyC）、BN和復合（（X-Y）n）界面相3類。

PyC界面相呈高度各向異性，具有典型的層狀結構，與纖維表面結合堅固?；w微裂紋通過界面相時，在界面相內(nèi)部以擴散的方式偏移，每一基體裂紋產(chǎn)生大量更細小的裂紋，有利于應力的釋放，可有效提高復合材料失效強度和韌性。Miller[36]等研究了PyC界面相厚度對SiC/SiC CMC力學性能的影響，研究表明復合材料強度隨界面相厚度的增大先提高后降低，界面相的理想厚度為0.1～0.2μm。然而PyC在500℃的有氧環(huán)境中即開始發(fā)生氧化反應，容易引起SiC/SiC CMC界面失效，這嚴重限制了材料在高溫有氧環(huán)境下的使用壽命。在PyC中添加硼，在一定程度上可以提高PyC界面相的抗氧化性[37]。

BN界面相主要結構為六方氮化硼（h-BN），具有與PyC類似的層狀結構[38]。研究認為BN 界面層厚度大于0.25μm時，復合材料在斷裂時開始出現(xiàn)纖維拔出現(xiàn)象，界面相開始起到明顯的增韌作用，當界面相厚度達到0.4μm時，增韌效果較佳[39]。此外，BN在有氧環(huán)境500～900℃下氧化生成的粘稠狀B2O3能彌合裂紋，有效阻止氧原子向纖維內(nèi)部的進一步擴散，因此BN界面相的抗氧化性較PyC有明顯改善[40]。

復合界面相由（（X-Y）n）復合結構組成，其中最常用的是（SiC-PyC）n體系。SiC的加入使得界面相具備了優(yōu)異的抗氧化性能，同時作為界面相內(nèi)層的SiC與纖維及外層PyC結合均較為緊密，提高了界面相與纖維的結合強度，使裂紋在各亞層熱解碳界面層內(nèi)部擴展，有利于增強復合材料的韌性。

以上3類界面相主要通過采用PIP和CVI等工藝在纖維表面形成涂層的方式制備，其在SiC/SiC CMC中的應用情況如表3[40-41]所示。

表3 界面相在SiC/SiC CMC中的應用情況

4 SiC/SiC CMC涂層

SiC/SiC CMC表面在高溫干燥的環(huán)境下可以形成一層致密、穩(wěn)定的SiO2薄膜，保護材料內(nèi)部不被進一步氧化。但在發(fā)動機熱端部件高溫、水氧、腐蝕、燃氣沖刷等復雜工作環(huán)境下，材料表面生成的SiO2易與高溫水蒸汽反應生成揮發(fā)性的Si(OH)4，使得SiC/SiC CMC表面穩(wěn)定性急劇惡化從而導致材料失效[42]。通過在SiC/SiC CMC表面涂覆環(huán)境障涂層（Environmental Barrier Coatings,EBC），能夠在材料和外部環(huán)境間建立屏障，減小發(fā)動機工作環(huán)境對材料性能的影響，提高SiC/SiC CMC的可靠性。

環(huán)境障涂層材料應具備熔點高、結構致密、表面穩(wěn)定性良好、氧滲透能力低、化學穩(wěn)定性和耐腐蝕性較好、高溫下不發(fā)生相變以及與基體材料機械結合力較好、熱膨脹系數(shù)相近等特點[43]。針對SiC/SiC CMC，一般采用氧化物或氧化物混合陶瓷涂層。根據(jù)涂層結構和成分的不同，環(huán)境障涂層的發(fā)展可以分為3代：

第一代涂層為單層莫來石（3Al2O3-2SiO2）結構，具有良好的抗熱震和抗熱腐蝕性能，美國NASA Glenn團隊通過等離子噴涂工藝制備的莫來石涂層在1000℃下高壓腐蝕環(huán)境中可以保持150h而不發(fā)生失效[44]。但莫來石涂層中的SiO2成分在高溫水氧環(huán)境下易生成Si(OH)4并揮發(fā)，從而留下多孔的Al2O3結構導致涂層失效。為此，NASA在莫來石表面增加YSZ成分對SiO2的揮發(fā)進行抑制，研制的莫來石+YSZ體系涂層在1300℃水氧環(huán)境下氧化失效前可保持100h[45]。但YSZ和莫來石的熱膨脹系數(shù)不匹配，會導致涂層在高溫環(huán)境下產(chǎn)生熱應力并出現(xiàn)裂紋。

為解決第一代環(huán)境障涂層存在的問題，美國NASA Glenn團隊發(fā)展了第二代涂層[46]。該涂層由黏結層/中間層/面層3層結構組成：黏結層成分為Si，有效地增強了涂層和基體間的結合；中間層為莫來石或莫來石 +BSAS（BaO-SrO-Al2O3-SiO2）；面層材料為BSAS，抗氧化性較莫來石和YSZ有所提升，且熱膨脹系數(shù)較小、與莫來石匹配性較好，提升了涂層體系的穩(wěn)定性。這種涂層體系能夠在1300℃下保持1000h以上。但面層材料BSAS在超過1300℃時會與SiO2形成玻璃相，進而發(fā)生損耗，因而在超過1400℃的水蒸氣環(huán)境下，涂層體系會發(fā)生過早失效[47]。

為進一步提高環(huán)境障涂層的使用溫度，美國NASA進行了第三代環(huán)境障涂層的研究，認為部分稀土硅酸鹽由于與莫來石熱膨脹系數(shù)相近，且高溫時不發(fā)生相變，是替代BSAS作為涂層面層的理想候選材料[48]。近年來，研究者們在稀土硅酸鹽應用于環(huán)境障涂層方面開展了大量研究。Khan等[49]認為Yb2SiO5和Er2SiO5涂層結構致密、組分一致性好，在1500℃下表現(xiàn)出良好的穩(wěn)定性，在環(huán)境障涂層材料方面具有應用潛力。Xiang等[50]認為Yb4Al2O9高溫水蒸氣環(huán)境下穩(wěn)定性好、延展性好、模量低、熱導率低、熱膨脹系數(shù)與莫來石接近，適于作為環(huán)境障涂層材料。此外，Lu2Si2O7、Lu2SiO5等稀土硅酸鹽也在環(huán)境障涂層方面具備應用前景[51]。

SiC/SiC CMC在航空發(fā)動機領域的應用情況

鑒于SiC/SiC CMC在熱結構應用上的巨大潛力，自20世紀50年代起，歐美國家就已展開了SiC/SiC CMC在航空發(fā)動機熱端部件上的應用嘗試，其中法國SNECMA公司和美國GE公司在該領域研究起步最早，技術成熟度及應用程度較高，產(chǎn)業(yè)化相對成熟。

20世紀80年代初，法國SNECMA公司針對航空發(fā)動機噴管部位對高溫材料的需求，開展了陶瓷基復合材料的應用研究，研制出了Cerasepr A300 SiC/SiC CMC[52]。20 世紀90年代，開發(fā)了采用自愈合技術的Cerasepr A410 SiC/SiC CMC，目前已在M88-2E4研制型發(fā)動機上成功地完成了噴管內(nèi)調節(jié)片試驗。隨后，在20世紀90年代中期，SNECMA公司與PW公司在F100發(fā)動機的噴管部件上開展了SiC/SiC CMC的工程化研究應用，將CERASEPR A410噴管密封調節(jié)片安裝在F100-PW-229和F100-PW-220發(fā)動機上通過了地面加速任務試驗；并將SiC/SiC CMC混合器應用于CFM56發(fā)動機（見圖5）。此外，SNECMA公司還在積極地開發(fā)CERASEP系列SiC/SiC CMC燃燒室火焰筒[29,53]。

圖5 SNECMA公司在航空發(fā)動機結構上對SiC/SiC CMC的應用Fig.5 Application of SiC/SiC CMC on gas turbines by SNECMA

GE公司自20世紀80年代末期開始SiC/SiC CMC制備研究，并在美國政府IHPTET、EPM （Enabling Propulsion Materials）、UEET （Ultra Ef-ficient Engine Technology Program）以及NGLT （Next Generation Launch Technology）等項目的支持下，進一步發(fā)展了SiC/SiC CMC制備技術，并對SiC/SiC CMC在航空發(fā)動機熱端部件上的應用進行了大量的驗證工作。GE/Allison公司在INPTET計劃JTDE驗證機上驗證了SiC/SiC CMC渦輪后框架前緣插件和級間緣板（見圖 6（a））；在 XTC76/3上驗證了SiC/SiC CMC燃燒室火焰筒（見6（b））；在XTC77/1上驗證了空心SiC/SiC CMC高壓渦輪靜子葉片（見6（c））。GE公司還聯(lián)合Honeywell公司在INPTET計劃驗證機XTC97上驗證了SiC/SiC CMC高溫升燃燒室[53]。

圖6 GE/Allison公司在航空發(fā)動機熱端部件上對SiC/SiC CMC進行的驗證Fig.6 Validation of SiC/SiC CMC in gas turbines hot-structural parts by GE/Allison

在過去的40多年中，GE公司一直致力于SiC/SiC CMC在航空發(fā)動機熱端部件上的推廣應用。2015年，GE公司開始在GEnx大涵道比發(fā)動機驗證機上開展燃燒室火焰筒內(nèi)外環(huán)、第一級高壓渦輪罩環(huán)、第二級渦輪導向器、渦輪轉子葉片等整套SiC/SiC CMC熱端部件的耐久性試驗；并在擬進行適航取證的GE9X發(fā)動機上應用了上述SiC/SiC CMC熱端部件；2016年，GE公司還將SiC/SiC CMC第一級高壓渦輪罩環(huán)配裝在CFM LEAP發(fā)動機上完成了首飛，完成了CMC結構件在商用發(fā)動機上的首次應用[54]。

除此之外，PW公司也分別與GE公司和SNECMA公司合作，在多型發(fā)動機上對SiC/SiC CMC熱端部件進行了考核和驗證；Solar公司在美國政府項目的支持下，開展了CMC的研究，并于1997～2004年間對SiC/SiC CMC燃燒室內(nèi)襯進行了數(shù)萬小時的考核評價[55]；英國R·R公司在Trent 1000發(fā)動機上試驗了SiC/SiC高壓渦輪葉片和外罩部件；多家日本企業(yè)也在AMG計劃和ESPR計劃中，對SiC/SiC CMC燃燒室內(nèi)襯、隔熱屏、渦輪葉片、渦輪轉子等熱端部件進行了設計和試驗（見圖7）[53]。

圖7 ESPR計劃下開發(fā)的SiC/SiC CMC燃燒室火焰筒和渦輪葉冠Fig.7 SiC/SiC CMC combustor liner and turbine shroud in ESPR

國內(nèi)從事SiC/SiC CMC結構件研制的單位有航空工業(yè)復材中心、北京航空材料研究院、西北工業(yè)大學、航天材料及工藝研究所、國防科學技術大學等[33,56]。其中西北工業(yè)大學研制的燃燒室浮壁模擬件和尾噴管調節(jié)片構件已通過了航空發(fā)動機環(huán)境的初步驗證和短時考核，國防科技大學研制的調節(jié)片也通過了相關試車考核[29,57]。但總體來說，國內(nèi)的SiC/SiC CMC在產(chǎn)業(yè)化和應用等方面仍與西方發(fā)達國家存在明顯差距。

結論

（1）隨著航空燃氣渦輪發(fā)動機推重比的不斷提高，燃燒室/加力燃燒室、渦輪、尾噴管等熱端部件的工作溫度也越來越高，現(xiàn)有的傳統(tǒng)高溫合金材料已經(jīng)無法滿足航空發(fā)動機熱端部件耐高溫、抗腐蝕性和抗氧化的需求。SiC/SiC CMC具備比強度高、比模量高、熱穩(wěn)定性好、抗熱震沖擊能力強等特點，在高溫使用環(huán)境下較傳統(tǒng)高溫合金具有明顯的優(yōu)勢，是發(fā)動機熱端部件應用上最具有應用潛力的結構材料。

（2）國外SiC/SiC CMC經(jīng)過多年的發(fā)展，已經(jīng)進入工程應用階段，目前已在多種型號航空發(fā)動機的燃燒室火焰筒/內(nèi)襯/隔熱屏、混合器、渦輪罩環(huán)/靜子葉片/轉子葉片、噴管調節(jié)片/密封片等熱端部件上實現(xiàn)了考核驗證或裝機應用，極大地促進了航空發(fā)動機向更高推重比的發(fā)展。國內(nèi)SiC/SiC CMC的材料性能和整體研究水平已基本達到國外先進水平，但在產(chǎn)業(yè)化和應用等方面仍存在差距。

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