Si-B-C陶瓷自愈合改性CMC-SiC的机理与性能

摘要

提高涡轮前进口温度、减轻结构重量和增加服役寿命是发展先进航空发动机永恒的主题。要求其热端部件材料在高温应力氧化环境下具有长时服役性能。碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-SiC）是继高温合金后最有潜力用于航空发动机热端部件的高温结构材料，但由于CMC-SiC材料的裂纹和孔隙，成为氧化介质扩散的通道，导致其在航空发动机高温氧化环境中的服役寿命降低。目前，国内已发展了适用于1000℃以下的B-C陶瓷和硅硼玻璃两种自愈合改性CMC-SiC复合材料，而在1000℃以上其抗氧化性能明显衰减。本文发展的Si-B-C陶瓷自愈合改性CMC-SiC的使用温度可提高至1300℃，可在更宽温度范围具有长寿命服役能力。
　　本文首先研究了Si-B-C陶瓷在空气和水氧环境下的本征氧化行为，分析其在不同环境与温度下的氧化机理，并建立相应氧化模型。据此以CVI/CVD法制备的Si-B-C陶瓷作为改性组元，对CMC-SiC进行基体和涂层进行改性。系统研究了Si-B-C陶瓷对基体改性C/(SiC-SiBC)m的本征热物理性能和室温力学性能的影响规律，以及氧化环境对涂层和基体改性CMC-SiC的抗氧化性能和自愈合机理的影响规律。上述研究为自愈合改性CMC-SiC在航空发动机热端构件中的应用奠定了理论与工艺基础。主要研究内容与结果如下：
　　1)研究了CVD Si-B-C陶瓷在空气和水氧环境的本征氧化行为。结果表明：（1）Si-B-C陶瓷在两种环境1000℃以下氧化失重呈线性增加，失重速率随温度升高而加快，且水加快Si-B-C的氧化；在两种环境1200℃以上，氧化失重曲线呈多段线性变化，且在水氧环境下初始阶段的氧化失重速率小于空气氧化环境下的速率；（2）Si-B-C陶瓷空气氧化后形成的玻璃由B2O3、SiO2和Si-O(SiC)组成，随温度升高，B2O3含量先升高后快速降低，Si-O(SiC)键作为SiO2从α磷石英向α方石英转变的中间键态，随温度升高先增加，1200℃开始减少；（3）Si-B-C在水氧环境氧化后，硼硅玻璃由Si(OH)4、H3BO3、SiO2、B2O3和B2O组成。随温度升高H3BO3快速挥发，1000℃挥发殆尽；SiO2随温度升高而增加，与B2O3形成硼硅玻璃而降低B2O3挥发速率。但温升至1400℃，硼硅玻璃快速分解，其中B2O3与水形成H3BO3快速挥发，并伴有少量B2O3挥发，故B2O3含量下降。
　　2)研究了Si-B-C陶瓷基体改性C/(SiC-SiBC)m的本征结构、热物理性能和室温力学性能。结果表明：（1）C/(SiC-SiBC)m复合材料基体形成的多层结构影响其力学性能。C/(SiC-SiBC)m的压缩强度、层间剪切强度和面内剪切强度较C/SiC明显下降；断裂韧性和断裂功较C/SiC有所提高；弯曲强度和拉伸强度与C/SiC相当；（2）C/(SiC-SiBC)m未改变C/SiC热膨胀系数与温度关系，均随温度升高而增加。但在相同温度下，C/(SiC-SiBC)m比 C/SiC的热膨胀系数低1×10-6 K-1；（3）C/(SiC-SiBC)m与C/SiC的热扩散系数均随温度升高而降低，但C/SiC-SiBC)m比C/SiC的低。
　　3)研究了C/(SiC-SiBC)m在高温空气环境的氧化、热震和疲劳性能，以及水氧环境下的氧化行为。结果表明：（1）C/(SiC-SiBC)m的基体可形成多层结构的防护体系，显著提高其抗氧化性能。700℃~1400℃空气氧化50h的重量变化率极小；1200℃以下强度保持率为98％以上，1300~1400℃强度保持率约为85%。700℃~1400℃14H2O/O2中50h氧化后，试样重量变化率极小；除700℃外，其余温度残余强度均低于空气氧化结果。（2）C/(SiC-SiBC)m在两种氧化环境下具有相同氧化损伤机理。1000℃以下材料损伤受 Si-B-C陶瓷的氧化速率控制；1200℃以上损伤受氧化介质在硼硅玻璃中的扩散控制。（3）C/(SiC-SiBC)m的热震性能显著提高。在700℃、1000℃和1300℃至室温热震60次的最大失重仅为0.34%，度保持率在94%以上。（4）C/(SiC-SiBC)m的热震损伤机制有应力损伤和氧化损伤两种。700℃热震强度和模量的衰减主要以氧化损伤为主；1000℃模量衰减主要为应力损伤所致；1300℃热震强度和模量衰减主要是应力损伤，氧化损伤为次。（5）C/(SiC-SiBC)m在空气环境的疲劳寿命显著提高。其损伤以氧化损伤为主，疲劳应力引起的损伤加速氧化损伤。1000℃以下氧化损伤受碳相氧化控制，1000℃以上试样损伤受氧在硼硅玻璃中扩散控制。
　　4)研究了Si-B-C涂层改性SBS-C/SiC(SBS表示SiC/SiBC/SiC涂层)的空气氧化行为和疲劳性能，以及水氧环境的氧化行为。表明：（1）SBS-C/SiC与C/SiC相比，显著提高1000℃以上空气环境的抗氧化性能，SBS-C/SiC的强度保持率高于83.9%，失重率低于0.29 wt.%。（2）SBS-C/SiC在14H2O/O2环境下具有优异的抗氧化性能。1200℃以下氧化50h的强度保持率在97%以上，1300℃~1400℃的强度保持率为87%左右。同时，环境中水分压的提高促使硼硅玻璃反应生成易挥发H3BO3，导致SBS-C/SiC抗氧化性能有所降低，氧化后强度保持率比低水分压的有所下降。（3）在空气和水氧环境下，SBS-C/SiC具有相同氧化损伤机理，且与基体改性的试样损伤机理相同。（4）SBS-C/SiC与C/SiC相比，显著提高了空气环境的高温疲劳寿命，同时疲劳寿命优于基体改性的C/(SiC-SiBC)m。其损伤机理与基体改性的试样相同。
　　5)探索研究了SBS-SiC/SiC在空气和水氧环境的氧化行为。表明：（1）Si-B-C涂层可显著提高SiC/SiC的抗氧化性能。700℃~1400℃空气氧化50h，SBS-SiC/SiC的重量变化率极小，1300℃以下强度保持率为95%以上，1400℃为71.3%；700℃~1400℃水氧氧化50h，其重量变化率极小，1300℃以下强度保持率为89%以上，1400℃为66.9%,强度保持率整体低于空气环境。（2）SBS-SiC/SiC在1000℃以下的氧化损伤受 Si-B-C涂层与氧化介质氧化形成硼硅玻璃的速率控制；在1000℃~1300℃，其损伤程度受氧化介质在硼硅玻璃层的扩散速率控制；1400℃，SiC纤维微晶长大及无定形碳的氧化是导致SBS-SiC/SiC性能衰减的主因。

目录

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论文的主要创新及贡献

目录

第1章 绪 论

1.1 引言

1.2 CMC-SiC复合材料

1.3自愈合CMC-SiC复合材料

1.4选题依据和研究目标

1.5研究内容

第2章 材料制备及分析测试方法

2.1 化学沉积原料与设备

2.2 试样制备

2.3 性能考核方案和设备

2.4 分析表征方法和设备

第3章 Si-B-C陶瓷本征氧化特性

3.1 引言

3.2 Si-B-C陶瓷的微观结构

3.3 C/SiC表面沉积的Si-B-C陶瓷在空气环境的氧化行为

3.4 C/SiC表面沉积的Si-B-C陶瓷水氧环境的氧化行为

3.5 本章小结

第4章 Si-B-C基体改性2D C/(SiC-SiBC)m本征性能

4.1 引言

4.2 2D C/(SiC-SiBC)m的致密化过程与微结构

4.3 2D C/(SiC-SiBC)m的热物理性能

4.4 2D C/(SiC-SiBC)m室温力学性能

4.5 本章小结

第5章 Si-B-C陶瓷改性CMC-SiC的高温环境性能

5.1 引言

5.2空气氧化性能

5.3水氧氧化性能

5.4疲劳性能

5.5热震性能

5.6 本章小结

第6章 Si-B-C改性CMC-SiC自愈合形成与演变机理

6.1 引言

6.2空气/水氧环境的自愈合形成及演变机理

6.3疲劳对自愈合形成和演变机理的影响

6.4热震对自愈合形成和演变机理的影响

6.5 氧化模型

6.6 本章小结

结论

参考文献

攻读博士学位期间发表的学术论文及专利

致谢

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