學術論文丨SiC/SiC 複合材料失效行爲研究進展

913　 2023-03-22 09:56:51

摘要：連續碳化矽（SiC）纖維增韌的 SiC/SiC 複合材料由連續 SiC 纖維、界面層和 SiC 基體(tǐ)組成，具有高強度、高韌性、低密度、耐高溫、抗氧化等一(yī)系列優異性能，是理想的航空發動機和燃氣輪機熱端構件材料。在力、熱、水、氧、燃氣沖刷、異物(wù)沖擊等多種因素的影響下(xià)，SiC/SiC 複合材料具有複雜(zá)的斷裂和腐蝕失效行爲。随着 SiC/SiC 複合材料的廣泛應用，針對其疲勞和蠕變失效機制的研究變得越來越重要。近年來，聲發射、數字圖像相關、電(diàn)阻監測、原位 CT 和 SEM 等新的檢測手段在 SiC/SiC 複合材料上的應用，有助于進一(yī)步闡明其在力學實驗中(zhōng)裂紋萌生(shēng)和發展過程以及發生(shēng)最終破壞的機理。

關鍵詞：碳化矽；複合材料；損傷演化；失效

引言

連續 SiC 纖維增韌的 SiC 基複合材料（SiC/SiC複合材料）是以連續束絲 SiC 纖維爲增韌體(tǐ)、氮化硼（BN）或熱解碳（PyC）等爲界面層，熔融滲矽（ MI）、化學氣相滲透（ CVI）、先驅體(tǐ) 浸漬裂解（PIP）等工(gōng)藝制備的 SiC 爲基體(tǐ)的新型複合材料，具有高強度、高韌性、低密度、耐高溫、抗氧化、抗蠕變以及較高的熱導率和較低的熱膨脹系數等一(yī)系列優異特征，在航空發動機和燃氣輪機熱端材料、核燃料包殼管等方面擁有廣泛的應用前景。美國 GE 航空的 HiPerCompTM SiC/SiC 複合材料已應用于 LEAP 系列發動機的高壓渦輪外(wài)環；根據 GE 官網的報道， 2020 年取得 FAA 認證的GE9X 發動機更采用了一(yī)級高壓渦輪外(wài)環、一(yī)級和二級高壓渦輪噴嘴以及燃燒室内環和外(wài)環等五種SiC/SiC 複合材料構件。

材料的失效類型主要包括斷裂、腐蝕和磨損等。 SiC/SiC 複合材料的失效主要表現爲在載荷、高溫、異物(wù)沖擊、氧化、摩擦等單因素或多因素作用下(xià)發生(shēng)的斷裂、腐蝕和磨損。 SiC/SiC 複合材料具有多種組分(fēn)，每種組分(fēn)相比 SiC 或六方氮化硼（h-BN）等純陶瓷材料有很大(dà)的不同，不同組分(fēn)可以多種方式組成複合材料，因此 SiC/SiC 複合材料具有因材料組成和制備工(gōng)藝而異的失效行爲。同時，SiC/SiC 複合材料的服役環境十分(fēn)複雜(zá)，已開(kāi)展了很多高溫水氧或燃氣環境下(xià)的長時力學實驗，研究 SiC/SiC 複合材料在力、熱、水、氧以及高速氣流等綜合作用下(xià)的損傷演化和失效機理，以達到監測 SiC/SiC 複合材料性能衰減并預測其剩餘服役壽命的目的。由于 SiC/SiC 複合材料磨損失效行爲的專門研究還比較少，本文重點讨論 SiC/SiC複合材料的斷裂失效和腐蝕失效。

SiC/SiC 複合材料斷裂失效行爲

在 SiC/SiC 複合材料的組分(fēn)中(zhōng)，束絲 SiC 纖維承擔主要的拉伸和彎曲載荷；基體(tǐ)承擔部分(fēn)載荷并提供抗氧化保護；界面層保護纖維并調節纖維和基體(tǐ)的結合強度，使複合材料表現出一(yī)定的“ 假塑性” 斷裂模式，是複合材料增韌的關鍵所在。界面層的增韌機制主要包括：裂紋偏轉、纖維脫粘/滑移、纖維橋聯和纖維拔出等，如圖 1 所示。

1.1

SiC/SiC 複合材料拉伸和壓縮斷裂行爲

SiC/SiC 複合材料從損傷發生(shēng)到最終破壞主要經曆基體(tǐ)橫向開(kāi)裂、層間開(kāi)裂、纖維束與基體(tǐ)分(fēn)離(lí)、纖維束内基體(tǐ)開(kāi)裂、纖維斷裂與拔出等損傷模式。裂紋萌生(shēng)、擴展直至發生(shēng)破壞的方式同纖維預制體(tǐ)結構或鋪層方式、界面層的類型及其與纖維和基體(tǐ)的結合強度、基體(tǐ)缺陷等密切相關。表面和界面缺陷、内容物(wù)和孔洞、人工(gōng)狹縫或缺口尖端、編織結節等應力集中(zhōng)部位容易成爲裂紋萌生(shēng)點，如圖 2 所示。由于缺陷的廣泛存在，基體(tǐ)裂紋往往在比例極限以下(xià)即可發生(shēng)；但是在很低應力水平下(xià)發生(shēng)的基體(tǐ)裂紋并不一(yī)定直接影響材料的性能。

圖 1 SiC/SiC 複合材料增韌機制

圖 2 SiC/SiC 複合材料的典型裂紋萌生(shēng)位置：（a）表界面缺陷；（b）内容物(wù)和孔洞；（c）人工(gōng)開(kāi)口尖端；（d）編織結節

纖維預制體(tǐ)結構或鋪層方式是 SiC/SiC 複合材料的裂紋萌生(shēng)和損傷模式的決定因素之一(yī)。單向SiC/SiC 複合材料的初始拉伸裂紋爲橫向基體(tǐ)裂紋。 2D SiC/SiC 複合材料的初始裂紋則爲沿緯向纖維的“ 隧道” 裂紋。針對美國 GE 公司的 HiPerCompTM SiC/SiC 複合材料的原位 CT、聲發射和電(diàn)阻監測研究表明，單向複合材料在拉伸載荷作用下(xià)橫向基體(tǐ)裂紋處的纖維所受應力最大(dà)，大(dà)部分(fēn) 纖維斷裂都在距裂紋 100 μm 之内發生(shēng)；[0°/90°]2S 樣品由于緯向纖維裂紋源的存在，在較低載荷下(xià)即有裂紋在中(zhōng)間 90°層基體(tǐ)中(zhōng)萌生(shēng)，首先在90°層中(zhōng)達到飽和，但是在最初的破壞階段隻有少數纖維斷裂，而單向樣品盡管在更大(dà)載荷下(xià)才産生(shēng)基體(tǐ)裂紋，但是纖維斷裂很快随之發生(shēng)。數字圖像相關（DIC）發現不同的纖維編織和鋪層方式也會帶來一(yī)些特殊效應。如 2D 編織 SiC/SiC 複合材料管材被拉伸時有織物(wù)效應，即束絲會沿着拉伸方向重排；采用 ± 15°/ ± 30°/ ± 60°/ ± 75°鋪層的NITE 工(gōng)藝 SiC/SiC 複合材料，損傷模式同纖維方向相關，< 30°以拉伸斷裂爲主，> 60°以脫粘爲主。
界面層的類型、界面層與纖維和基體(tǐ)的結合強度對 SiC/SiC 複合材料的斷裂行爲有重要影響。Rebillat 等制備的單層高結晶度和單層低結晶度 BN 界面層的 SiC/SiC 複合材料的纖維拔出效果均不如采用 PyC 界面層的 SiC/SiC 複合材料明顯，裂紋不能在 BN 界面層内部發生(shēng)偏轉，隻有使用雙層 BN 界面層，才能在高低結晶度的 BN 之間造成明顯的裂紋偏轉效應。 Zhao 等對比 PyC 和碳納米管界面層的 SiC/SiC 複合材料，盡管二者的裂紋均起源于試樣人工(gōng)狹縫尖端附近，但是随着載荷增加，采用 PyC 界面層的材料，裂紋沿纖維-基體(tǐ)界面擴展，初始裂紋很快被阻止，在最終斷裂的試樣上出現大(dà)量的二次裂紋與微裂紋，表現出假塑性斷裂行爲；采用碳納米管界面層的材料，裂紋沿加載方向迅速擴展，直接穿過纖維成爲引起破壞的主裂紋，表現出脆性斷裂特征。 Droillard 等分(fēn)别采用表面狀态不同的 Nicalon 纖維制備 SiC/SiC 複合材料，纖維與界面層結合力強時拉伸強度明顯提高。Morscher 等對比了 CVI SiC 基體(tǐ)和 SiC-B4C 基體(tǐ)的複合材料，發現前者的基體(tǐ)與 PyC 界面層的剪切應力遠小(xiǎo)于後者，在拉伸加載下(xià)，後者的基體(tǐ)裂紋數量幾乎是前者的兩倍，但是前者的裂紋開(kāi)度卻比後者高一(yī)個數量級。
基體(tǐ)缺陷的尖端由于應力集中(zhōng)，可能成爲裂紋的萌生(shēng)點。 MI 基體(tǐ)的制備中(zhōng)，殘餘液态矽凝固時體(tǐ)積膨脹 11%。 HiPerCompTM 基體(tǐ)矽含量約 20%，Wing 等采用拉曼光譜檢測到矽相有 2.4～3.1 GPa的壓縮應力，而 SiC 相有 0.24～0.75 GPa 的拉伸應力，應力在位置上呈正态分(fēn)布。 Thornton 等發現該類材料的矽内容物(wù)同表面缺陷一(yī)樣，都是裂紋萌生(shēng)點。退火(huǒ)處理可以提高這類材料的斷裂伸長率，但是比例極限和極限拉伸強度反而略有降低。試樣上如有表面缺陷，則其尖端容易成爲裂紋萌生(shēng)的部位，而人們也往往采用人工(gōng)開(kāi)口等方式使裂紋萌生(shēng)于可預測的區域以便于觀測。 Maillet 等研究了單邊開(kāi)口和未開(kāi)口的 [0°/90°]2S HiPerCompTMSiC/SiC 複合材料拉伸斷裂行爲。開(kāi)口樣品基體(tǐ)裂紋萌生(shēng)于開(kāi)口尖端中(zhōng)間的 90°層，沿厚度和寬度方向擴展，長至 1 mm 時才發生(shēng)纖維斷裂。未開(kāi)口[0°/90°]2S 樣品，裂紋也萌生(shēng)于中(zhōng)間的 90°層基體(tǐ)，在最初的破壞階段即有少數纖維斷裂。 Whitlow等結合聲發射和 DIC 方法發現，HiPerComp^TM材料拉伸破壞的主基體(tǐ)裂紋來自局部孔隙。材料孔隙的分(fēn)布與初始裂紋分(fēn)布是一(yī)緻的，盡管并不與最終破壞位置重合。
測試條件如加載方式、溫度以及加熱方式對SiC/SiC 複合材料的斷裂模式也有重要影響。Wang 等研究 2D SiC/SiC 複合材料的面内壓縮失效模式，動态條件下(xià)，斷裂面與加載方向成較大(dà)角度，纖維斷裂時未脫粘，剪切變形爲主要失效機制；準靜态條件下(xià)，斷裂面與加載方向成較小(xiǎo)角度，纖維脫粘及纖維束屈曲現象明顯，分(fēn)層爲主要失效機制。高溫可能帶來界面性質的改變，Bale 等研究了室溫和 1750 ℃ 惰性條件下(xià)單束 SiC/SiC 複合材料的斷裂行爲，發現 1750 ℃ 下(xià)的摩擦應力僅約爲 25 ℃ 下(xià)的 20%，纖維滑移長度及橫向裂紋的間距都顯著增大(dà)，作者将其歸因于熱膨脹系數不匹配引起的殘餘應力變化或 BN 界面層剪切性質的改變。加熱方式對 SiC/SiC 複合材料的失效模式産生(shēng)影響也有較多研究。當材料受到單側加熱時，由于試樣厚度方向上熱梯度的存在，其斷裂模式與等溫加熱情況下(xià)有明顯不同。 Whitlow 等在激光單面加熱和高溫爐等溫加熱條件下(xià)進行 HiPerComp^TM材料的高溫軸向拉伸，結果表明，單面加熱條件下(xià)試樣發生(shēng)分(fēn)層，而在等溫條件下(xià)則沒有分(fēn)層現象。

1.2

SiC/SiC 複合材料在異物(wù)沖擊下(xià)的退化和失效行爲

SiC/SiC 複合材料在使用過程中(zhōng)受到砂石、金屬等異物(wù)沖擊可能導緻表面損傷、産生(shēng)裂紋甚至被擊穿，這與材料本身的結構和性能、異物(wù)沖擊的速率等因素密切相關。 SiC/SiC 複合材料的異物(wù)沖擊實驗主要考核材料抵抗高速鋼球或其他顆粒垂直沖擊的能力。 Choi和 Bhatt 等評估了料漿澆注-熔滲（slurry cast-MI）工(gōng)藝 SiC/SiC 複合材料抗1.59 mm 鋼球沖擊的能力，室溫及 1316 ℃ 空氣環境實驗表現出了相似的破壞機制。當沖擊速率爲115 m/s 時，材料未表現出明顯的内部損傷，力學性能也未發生(shēng)衰減。随着沖擊速率的增加，内部損傷加劇并且力學性能開(kāi)始衰減。當速率 > 300 m/s時，鋼球能夠擊穿材料，材料的強度保留率約爲50%。主要的内部損傷類型包括分(fēn)層、纖維斷裂及基體(tǐ)剪切斷裂。背面僅有部分(fēn)支撐的樣品，除發生(shēng)前面接觸損傷，還發生(shēng)背面應力損傷，受到的破壞比具有背面具有全部支撐的樣品更嚴重。 Presby等表征并模拟了沖擊速率 340 m/s 的 1.59 mm鋼球對平面和曲面 MI SiC/SiC 複合材料的損傷。結果表明，平闆件的損傷要比曲面形件嚴重得多，平闆件最大(dà)的損傷發生(shēng)在背面，而曲面形件最大(dà)的損傷在前面。 Kedir 等評估了 9 種 SiC/SiC 複合材料室溫下(xià)受到 200 m/s 或 300 m/s 不同粒度（120～210 μm 以及 60～90 μm）石榴石顆粒的沖擊腐蝕情況，結果表明，性能衰退速度的主要決定因素包括密度、基體(tǐ)硬度及彈性模量。 Presby 等研究了沖擊速率 350 m/s 的 1.59 mm 碳化鎢（WC）顆粒對3D SiC/SiC 複合材料造成的損傷，結果表明，正交聯鎖樣品相對多層聯鎖和角聯鎖樣品耐沖擊能力更強。

1.3

SiC/SiC 複合材料疲勞失效行爲

疲勞是指材料在循環載荷的作用下(xià)失效的現象，而這一(yī)載荷可以遠低于材料的極限拉伸強度。疲勞是材料失效最常見的原因。作爲一(yī)種工(gōng)程上應用的熱結構材料，SiC/SiC 複合材料在服役過程中(zhōng)将不可避免地承受循環載荷的作用并産生(shēng)損傷累積，當累積的疲勞損傷達到一(yī)定程度後将會導緻突然斷裂失效，給安全使用帶來嚴重威脅。已有研究表明，SiC/SiC 複合材料的疲勞性能受多種因素的影響，如基體(tǐ)類型、零件孔結構、測試條件和環境因素等，并表現出不同的疲勞失效機制。

1.3.1 材料組成的影響

緻密的基體(tǐ)可以更有效地抵禦氧氣和水蒸氣等對界面層和纖維的侵蝕，爲 SiC/SiC 複合材料帶來較高的疲勞極限。 Kim 等研究了料漿澆注-熔滲工(gōng)藝制備的孔隙率約爲 8% 的 SiC/SiC 複合材料及預浸料-熔滲（prepreg-MI）工(gōng)藝制備的孔隙率 <1% 的 SiC/SiC 複合材料在燃氣環境下(xià)的疲勞行爲，發現後者更不易發生(shēng)氧化，疲勞極限更高。

在基體(tǐ)中(zhōng)引入自愈合相也可以提高 SiC/SiC 複合材料的疲勞極限。 Ruggles-Wrenn 等研究發現，對于由 CVI 工(gōng)藝和 MI 工(gōng)藝制備的純 SiC 基複合材料，在卸載的過程中(zhōng)，氧化反應産生(shēng)的氣體(tǐ)從基體(tǐ)中(zhōng)釋放(fàng)出來，在重新加載時，氧化物(wù)則再次通過基體(tǐ)裂紋進入材料内部，氧化造成的基體(tǐ)裂紋增長是材料壽命限制機制。相反，由 CVI 工(gōng)藝制備的具有多層交替結構的 SiC-B4C 自愈合基體(tǐ)，能夠捕捉氧并與之反應生(shēng)成可流動的氧化相從而使基體(tǐ)裂紋愈合，能夠有效阻止纖維和界面的進一(yī)步退化，該基體(tǐ)類型材料的疲勞破壞主要取決于纖維。

SiC/SiC 複合材料零件的孔結構也會引起疲勞性能的變化。 Zhang 等研究了帶有氣膜冷卻孔的的 3D 編織 SiC/SiC 複合材料在 1350 ℃ 空氣中(zhōng)的疲勞性能，孔分(fēn)布分(fēn)别按矩形排列和三角形排列設計，單孔直徑均爲 0.5 mm。實驗發現冷卻孔幾乎不影響材料的極限拉伸強度，但是疲勞壽命卻随着冷卻孔數量的增加而下(xià)降，冷卻孔對疲勞性能的影響主要源于孔周圍纖維的氧化和脆化；孔分(fēn)布呈三角形排列的試樣疲勞性能最低，其斷面上大(dà)多數纖維發生(shēng)氧化并脆化，原因是該排列方式影響了基體(tǐ)裂紋的形成和擴展。

1.3.2 測試條件的影響

應力水平、加載頻(pín)率和實驗溫度等均會影響疲勞失效機制。 Luo 等揭示了高溫空氣環境中(zhōng)不同應力水平下(xià) PIP SiC/SiC 的疲勞破壞機制。在應力高于比例極限時，基體(tǐ)中(zhōng)快速萌生(shēng)的裂紋導緻彈性模量迅速下(xià)降，然後纖維承擔了大(dà)量載荷；在應力低于疲勞極限時，基體(tǐ)中(zhōng)産生(shēng)的橫向裂紋是主要疲勞損傷機制，測試過程中(zhōng)，彈性模量幾乎保持不變，基體(tǐ)承載了主要載荷；當應力水平位于疲勞極限和比例極限之間時，則由基體(tǐ)和纖維共同承載。Ruggles-Wrenn 等發現，1200 ℃ 空氣環境中(zhōng) CVISiC/SiC 複合材料疲勞極限随着加載頻(pín)率的增大(dà)而降低。 Ikarashi 等對正交 3D 編織 SiC/SiC 的研究發現，在 1100 ℃ 空氣環境中(zhōng)，氧化引起的界面剪切強度大(dà)幅下(xià)降是造成疲勞失效的原因。 Bertrand等研究了燃氣環境中(zhōng)實驗溫度對 SiC/SiC 複合材料疲勞性能的影響：随着溫度的升高，材料的疲勞性能逐漸衰減，在 1250 ℃ 和 1350 ℃ 下(xià)，施加應力分(fēn)别爲 125 MPa、90 MPa 時，疲勞壽命均能超過25 h（90000 次循環）；而在 1480 ℃ 下(xià)，由于氧化和腐蝕過于強烈，造成試樣出現大(dà)量消耗，即使未施加任何載荷，其壽命也僅有 16.7 h。

1.3.3 環境因素的影響

環境因素同樣影響着 SiC/SiC 複合材料的疲勞性能，水蒸氣會加速材料疲勞性能的衰退。燃氣熱沖擊會造成試樣的局部熱應力。 Ruggles-Wrenn等的研究顯示，SiC/SiC 複合材料在水蒸氣氧化條件下(xià)會形成大(dà)量的玻璃相，導緻氧化區域更大(dà)，氧化脆化現象更明顯。 Kim 等的研究表明，在相同應力水平下(xià)，燃氣熱沖擊環境 SiC/SiC 複合材料試樣的疲勞壽命比高溫爐中(zhōng)的約低一(yī)個數量級。這是因爲燃燒火(huǒ)焰導緻試樣加熱的正面産生(shēng)了壓縮應力，背面産生(shēng)了更高的拉伸應力，局部存在的熱應力提高了試樣所受應力，降低了裂紋形成和擴展的應力阈值，所形成的基體(tǐ)裂紋成爲氧化物(wù)的擴散通道；同時燃氣中(zhōng)含有大(dà)量的水蒸氣，加速了 BN 界面層的氧化，使材料性能快速退化。

1.4

SiC/SiC 複合材料蠕變失效行爲

SiC/SiC 複合材料用于高溫部件時必須充分(fēn)考慮其蠕變性能，以防止高溫服役過程中(zhōng)材料在部件預期壽命内出現過度變形或提前失效，與疲勞性能一(yī)樣，影響 SiC/SiC 複合材料蠕變性能的因素同樣有材料組成、實驗條件、環境因素等。

1.4.1 材料組成的影響

SiC 纖維本身的抗蠕變性能對材料性能具有重大(dà)影響，以抗蠕變性能更好的 Hi-Nicalon 纖維制備的 SiC/SiC 複合材料比 Nicalon 纖維制備的具有更長的蠕變斷裂壽命；Morscher 等研究了不同牌号纖維增強的 MI SiC/SiC 複合材料在 1200 ℃和 1315 ℃ 空氣中(zhōng)的抗蠕變性能，發現材料的抗蠕變性與增強纖維的抗蠕變性優劣趨勢保持一(yī)緻，即從優到劣依次是 Sylramic-iBN、Hi-Nicalon S、TyrannoSA、 Tyranno ZMI 纖維增強的材料。 Morscher

研究了不同纖維編織結構的 MI SiC/SiC 複合材料的拉伸蠕變行爲，實驗發現拉伸方向上軸向纖維體(tǐ)積分(fēn)數越高，材料蠕變斷裂強度越高。

1.4.2 測試條件的影響

SiC/SiC 複合材料的蠕變性能往往随着測試溫度和應力水平增加而下(xià)降。研究發現随着溫度和應力的不斷增加，2D SiC/SiC 複合材料的蠕變斷裂時間縮短，穩态蠕變速率增大(dà)；基體(tǐ)開(kāi)裂、界面脫粘和纖維蠕變成爲材料蠕變損傷的主要模式。SiC 纖維的微觀結構穩定性影響了材料的蠕變性能，當溫度由 1200 ℃ 升高至 1400 ℃ 時，纖維晶粒顯著增大(dà)，結晶度提高，材料抗蠕變性能急劇下(xià)降。 Racle 等的持久實驗載荷在 0 到最大(dà)值之間循環，最大(dà)值在 18%～84% 極限拉伸強度之間，每10⁶次循環增加 6%。循環加載載荷在 30% 極限拉伸強度以上時，對破壞和材料壽命有顯著的影響。

1.4.3 環境因素的影響

環境中(zhōng)的氧氣對 SiC/SiC 複合材料持久壽命具有顯著的影響，真空和純淨惰性氣氛下(xià)的持久壽命明顯優于空氣或其他含氧氣氛下(xià)的持久壽命。有顯著的影響，真空和純淨惰性氣氛下(xià)的持久壽命明顯優于空氣或其他含氧氣氛下(xià)的持久壽命。Morscher 等對比研究了 SiC/SiC 複合材料在空氣、氩氣氣氛以及真空三種不同環境下(xià)的持久壽命，發現在 1204 ℃ 下(xià)，當施加應力爲 220 MPa 時，空氣和氩氣環境下(xià)的持久壽命爲 17～ 154 h，而真空條件下(xià)則超過了 500 h；當應力繼續增加至248 MPa 時，空氣氣氛中(zhōng)的持久壽命降至 0.5～ 3.5 h，而真空條件下(xià)的是 188～ 469 h。進一(yī)步分(fēn)析發現，氩氣氛中(zhōng)含有的微量氧氣（體(tǐ)積分(fēn)數 0.002%）使基體(tǐ)開(kāi)裂處纖維、界面層以及基體(tǐ)發生(shēng)氧化，進而導緻了纖維-纖維之間和/或纖維-基體(tǐ)之間的強界面結合，使得材料的失效時間降低至與空氣環境下(xià)相當的水平。對于在真空中(zhōng)測試的試樣，在斷面上未觀察到明顯的氧化迹象，BN 界面層一(yī)直存在，并且在纖維/界面層之間或界面層/基體(tǐ)之間可觀察到明顯的剝離(lí)和纖維拔出。 Godin 等的研究表明，在載荷高于基體(tǐ)開(kāi)裂水平的中(zhōng)高溫持久實驗中(zhōng)，持續加載考核的主要是空氣氧化的影響。斷裂時間随加載應力的提高而變短，并遵循傳統的指數定律：

式中(zhōng)：t 是實驗壽命；σ 是加載應力；A0 和 n 是材料和環境相關常數；T 是溫度；R = 8.314 J•mol^–1•K^–1爲理想氣體(tǐ)常數；Ea 爲斷裂現象的活化能。式（1）類似阿倫尼烏斯公式的形式，表明斷裂時間實際上是由化學反應控制的。中(zhōng)溫和高應力時，SiC/SiC 複合材料持久壽命長于纖維，這是因爲在這一(yī)應力區間，纖維的裂紋擴展受氧氣擴散控制。 SiC/SiC 複合材料中(zhōng)到達纖維表面的氧氣在一(yī)定程度上被自愈合基體(tǐ)和界面層消耗。多名學者用聲發射技術監測了 SiC/SiC 複合材料中(zhōng)溫空氣環境的持久實驗，也發現了彈性能的釋放(fàng)遵循一(yī)個先加速後減緩至最低值，至失效前再次突然加速的指數規律。這可能是因爲纖維的裂紋擴展和氧化較慢(màn)，其失效與基體(tǐ)相比，有延遲效應。 Momon 等用聲發射研究了 SiC_f/SiBC 複合材料 450 ℃ 和 500 ℃空氣持久實驗，試樣以 600 N/min 的速度加載到45%～ 100% 破壞應力，無論應力水平如何，在約60% 破壞時間時，彈性能的釋放(fàng)速度最慢(màn)，而最終破壞前釋放(fàng)彈性能的速度會逐漸加快，發生(shēng)“ 雪崩” 現象。

SiC/SiC 複合材料腐蝕失效行爲

SiC/SiC 複合材料的腐蝕失效研究主要在空氣、水氧、燃氣等環境下(xià)進行。盡管燃氣環境更加接近真實的服役環境，但是空氣和水氧環境下(xià)的研究更有助于理解單一(yī)因素和多因素偶合（高溫、氧氣、水蒸氣）對 SiC/SiC 複合材料腐蝕的影響。

2.1

空氣環境

SiC 的氧化的行爲已經被廣泛研究，高溫下(xià)氧化模式與氧含量密切相關。當氧含量較低時，發生(shēng)活化氧化，反應方程式爲：

氣相的 SiO 揮發後材料失重。當氧含量較高時，發生(shēng)鈍化氧化，反應方程式爲：

材料增重，并且生(shēng)成的 SiO2 能夠在低于其熔點的溫度（1723 ℃ ）阻止氧氣對 SiC 的進一(yī)步氧化。在鈍化氧化過程中(zhōng)，SiO2 層生(shēng)成後，氧化主要通過以下(xià)步驟進行：（1）氧氣分(fēn)子通過擴散作用通過SiO2 層，進而到達 SiC 表面；（2）氧氣與SiC 在界面處發生(shēng)反應；（3）生(shēng)成的 CO 氣體(tǐ)通過擴散作用逸出。
相比 SiC，SiC/SiC 複合材料的氧化失效行爲更加複雜(zá)，同時包含纖維、界面層與基體(tǐ)的氧化，并且氧化行爲與溫度、纖維類型、界面層類型及基體(tǐ)的制備方法密切相關。
多名學者研究了 SiC/SiC 複合材料的氧化行爲與溫度的關系。 Zhao 等研究了 800～1200 ℃下(xià) SiC-SiBC 基複合材料的氧化行爲。 800 ℃ 氧化100 h 後，h-BN 界面層和 SiC 纖維不能被有效保護，強度降低幅度較大(dà)；更高溫度氧化時，由于SiC 封閉塗層裂紋的閉合及 SiBC 基體(tǐ)氧化形成的玻璃相能夠封填裂紋，因此可以有效抑制氧的擴散，使得界面層與纖維得到保護，強度幾乎不下(xià)降。 Tan 等研究了PIP 工(gōng)藝的SiC/BN/SiBCN在 1350～ 1650 ℃ 空氣條件下(xià)氧化行爲。1350 ℃氧化 50 h 與 100 h 後，材料的強度保留率分(fēn)别爲52% 與 54%，1500 ℃ 氧化5 h 後，材料的強度保留率爲 46%。氧化過程分(fēn)爲三個主要步驟：（1）複合材料的表面與氧氣形成完整的氧化物(wù)層，材料增重；（2）氧化物(wù)層起到阻擋氧氣侵入的作用并且揮發性産物(wù)開(kāi)始以氣體(tǐ)形式揮發，材料減重；（3）氧氣穿過阻擋層并與複合材料發生(shēng)反應，同時揮發性産物(wù)在材料表面揮發，質量變化在此階段爲對數形式。

材料的氧化行爲不僅與高溫氧化溫度密切相關，還與材料的低溫暴露曆史相關。 Diaz 等首先将 SiC/SiC 複合材料在 800 ℃ 中(zhōng)加熱 500 h，然後在 65 ℃ 低溫潮濕環境（相對濕度 95%）中(zhōng)暴露500 h，最後将樣品在 800 ℃ 空氣中(zhōng)加熱 15 min。結果表明，t-BN 界面層在這一(yī)環境下(xià)退化很快，界面剪切強度和摩擦力下(xià)降約 90%，進而導緻了力學強度的顯著下(xià)降。界面層失效緻使氧氣及其他組分(fēn)能夠更深入地與材料内部發生(shēng)反應，因此在再次升溫過程中(zhōng)材料性能發生(shēng)顯著下(xià)降。

氧氣通道的存在會加速氧化過程。氧化通道可能由纖維與基體(tǐ)的熱膨脹系數不匹配産生(shēng)的裂紋形成，或者由基體(tǐ)在外(wài)力作用下(xià)的開(kāi)裂形成，也可能由界面層的氧化失重所形成。 Sun 等分(fēn)别采用熱膨脹系數爲 5.1 × 10^–6k^–1與 4.0 × 10^–6k^–1 的SiC 纖維制備複合材料。高熱膨脹系數纖維制備出的複合材料在 800 ℃ 、1000 ℃ 及 1200 ℃ 氧化後質量略有增加，強度保留率分(fēn)别爲 109.6%、103.2%與 102.9%，這是由于高熱膨脹系數纖維增強的複合材料中(zhōng)纖維與 SiC 封閉塗層的熱膨脹系數匹配性較好，因此在塗層中(zhōng)幾乎未發現裂紋，阻止了氧氣對纖維造成的侵蝕，并且氧化後強度保留率較高。 Wing 等研究了 HiPerCompTM SiC/SiC 複合材料中(zhōng) BN 界面層的氧化情況。将複合材料表面暴露在 1200～1285 ℃ 空氣環境中(zhōng)，氧氣可以沿着SiC 纖維表面的 BN 界面層侵入材料内部，界面層起到了氧氣通道的作用。在相同溫度與時間，基體(tǐ)表面僅能形成幾微米的氧化層，在 BN 界面層上卻可以滲入數百微米，這表明 B2O3 的形成有助于氧氣的擴散。孤立纖維表面的界面層與相互粘連界面層的氧化情況相似，厚界面層的侵蝕則比薄界面層嚴重得多。

2.2

水氧環境

SiC/SiC 複合材料在水氧環境下(xià)，除了與氧氣發生(shēng)反應外(wài)，還會與水蒸氣發生(shēng)反應，其中(zhōng) SiC 基體(tǐ)的反應通常是：

反應生(shēng)成的 Si（OH）4 以氣體(tǐ)形式揮發，造成材料失重。通常，材料在水蒸氣環境下(xià)的氧化速率較空氣環境明顯增加。 Opila 等的研究結果表明，在 1100～ 1400 ℃ ，水蒸氣能夠加速 SiC 的氧化，使其氧化速率比在氧氣環境中(zhōng)高一(yī)個數量級。在 1200 ℃ 下(xià)，當水蒸氣分(fēn)壓大(dà)于 0.025 MPa 時，氧化生(shēng)成的 SiO2 層中(zhōng)有氣泡産生(shēng)，并且氣泡的數量随着分(fēn)壓的增加而增加。 Terrani 等研究了SiC 在 1200～ 1700 ℃ 水蒸氣環境下(xià)的失效行爲，水蒸氣壓力 0.1～2 MPa，流速 0.23～145 cm/s。結果表明，SiC 的揮發速率與水蒸氣壓力密切相關，與水蒸氣的流速相關性較弱。在高水蒸氣壓力條件下(xià)，形成的氧化物(wù)層呈多孔結構，構成了水蒸氣入侵的通道，加速了材料的衰退。
水蒸氣不僅能加速 SiC 基體(tǐ)的氧化，同樣也能加速界面層和 SiC 纖維的氧化。如 SiC/SiC 複合材料中(zhōng)常用的 BN 界面層，在水氧環境下(xià)則會先被氧化成 B2O3，然後與水在不同的溫度條件下(xià)反應生(shēng)成 HxByOz：

Mall 等研究了不同溫度水氧環境下(xià)的SiC/SiC 複合材料的退化機制，發現在 400 ℃ 和950 ℃ 下(xià) BN 界面層主要表現爲開(kāi)裂、退化和揮發等形式的損傷；而 750 ℃ 下(xià)BN 會形成硼矽酸玻璃，導緻纖維出現粉化，複合材料性能衰減得更嚴重。潮濕氧化環境對 BN 界面層比對 PyC 界面層的破壞性更強。 Lu 等利用 CT 觀察發現，在潮濕氧化環境後，SiC/SiC 複合材料中(zhōng)的 BN 界面層受到明顯破壞，與 SiC/PyC/SiC 複合材料相比，SiC/BN/SiC 材料會在内部結構中(zhōng)産生(shēng)了更多的孔隙。 Yao 等的研究結果表明，水蒸氣顯著加速了 Hi-Nicalon 型 SiC 纖維的氧化，導緻複合材料性能退化；Robertson 等将 Hi-Nicalon S 型纖維在水蒸氣環境下(xià)處理後，其表面會形成一(yī)層 SiO2，纖維持久壽命比空氣中(zhōng)處理的顯著降低。

2.3

燃氣環境

當處于燃氣環境時，SiC/SiC 複合材料會表現出不同的性能衰退機制。 Panakarajupally 等研究了 SiC/BN/SiC 複合材料在燃氣環境與等溫高溫爐中(zhōng)的氧化行爲，結果表明，在燃氣環境下(xià)材料表現出更嚴重的脆性斷裂行爲；同時發現燃氣環境下(xià)由于加熱-冷卻會在試樣中(zhōng)産生(shēng)明顯的熱梯度，在疲勞循環的峰值載荷下(xià)，試樣背面将承受比施加應力更高的淨拉伸應力，使得橫向基體(tǐ)開(kāi)裂加劇，燃燒氣體(tǐ)則可輕易地進入複合材料内部，導緻出現氧化和快速失效；在疲勞循環的谷值載荷下(xià)，試樣受熱側會受到壓縮應力，在複合材料基體(tǐ)中(zhōng)産生(shēng)多軸層間應力和剪切應力，導緻層間出現縱向開(kāi)裂。Kim 等的研究同樣表明，對于特定的施加應力，燃氣環境下(xià)試樣的疲勞壽命比高溫爐中(zhōng)的約低一(yī)個數量級，燃燒火(huǒ)焰導緻試樣加熱的正面産生(shēng)了壓縮應力，背面産生(shēng)了更高的拉伸應力，局部存在的熱應力提高了試樣所受應力，降低了裂紋形成和擴展的應力阈值，所形成的基體(tǐ)裂紋成爲氧化物(wù)種的擴散通道，同時燃氣中(zhōng)含有大(dà)量的水蒸氣加速了BN 界面層的氧化，使複合材料性能快速退化。Obguji 等對比了 800 ℃ 燃氣（流速 100 m/s）、水蒸氣分(fēn)壓占 10% 的環境下(xià)，與靜态高溫爐、水蒸氣分(fēn)壓占 90% 的環境下(xià)材料的力學性能衰減行爲，結果表明，前者衰減更嚴重。作者認爲這主要是由于高流速的火(huǒ)焰能夠使氧化性氣體(tǐ)更深入複合材料内部。上述研究表明在燃氣環境下(xià)由于熱應力、水蒸氣等因素的存在，将導緻複合材料産生(shēng)比高溫爐中(zhōng)更嚴重的退化行爲。

結束語

近年來，聲發射、電(diàn)阻監測、數字圖像相關（DIC）、原位 CT 和 SEM 等新方法在 SiC/SiC 複合材料上的應用，突破了傳統的力學實驗-斷口觀測的斷裂失效研究模式，獲得了豐富的 SiC/SiC 複合材料損傷演化和失效行爲研究的信息。本文綜述的失效行爲研究進展，很多即建立在對這些方法的綜合運用上。聲發射和電(diàn)阻監測均可檢測到裂紋萌生(shēng)和增殖的實時情況。其中(zhōng)，聲發射可以用來預測 SiC/SiC 複合材料的持久壽命。電(diàn)阻監測可以在高溫、高壓和腐蝕性環境中(zhōng)使用，因爲即使将導線連接在冷區也可以反映熱區阻值變化。DIC 可反映由力熱加載引起的材料表面面内位移和應力場分(fēn)布。原位 CT 對 SiC/SiC 複合材料的裂紋萌生(shēng)和擴展進行實時觀測，目前已有從室溫到1750 ℃ 下(xià)開(kāi)展實驗的報道。聲發射與原位CT 結合，檢測到聲發射信号再用 CT 采集圖像，可以節約實驗時間。同步輻射 X 射線光源在原位CT 上的應用，美國、法國、英國和澳大(dà)利亞等已有報道，極大(dà)地提高了 CT 的分(fēn)辨率并大(dà)幅縮減了實驗時間。原位 SEM 也是一(yī)種裂紋萌生(shēng)和擴展的實時觀測手段，盡管隻能觀察表面，但是分(fēn)辨率可以比 CT 更高，與 DIC 手段結合甚至能夠檢測到納米尺度的微裂紋。有關方法的成熟度還有待進一(yī)步提高。例如，聲發射信号和 SiC/SiC 複合材料電(diàn)阻阻值下(xià)降已經能夠同損傷的發生(shēng)很好地關聯起來，但是對應的損傷模式還有待進一(yī)步細化。

SiC/SiC 複合材料種類衆多，因纖維種類、預制體(tǐ)結構、界面層體(tǐ)系、基體(tǐ)緻密化方式、封閉塗層或環境障塗層的有無及種類等，斷裂和腐蝕失效方式有着巨大(dà)的差異，有待針對特定的 SiC/SiC 複合材料體(tǐ)系采用多種方法表征其失效行爲。在已有的報道中(zhōng)，以高溫空氣環境、高溫水蒸氣環境下(xià)的力學實驗爲多，有待進一(yī)步模拟實際使用環境，如航空發動機的燃氣環境。相信随着 SiC/SiC 複合材料工(gōng)藝的進一(yī)步成熟和應用的進一(yī)步拓展，必将有更多的相關失效行爲研究湧現出來，對 SiC/SiC 複合材料研制起到更好的指導作用。