连续纤维增强陶瓷基复合材料的研究进展_李专 (1)

第12卷第1期Vol.12No.1
粉末冶金材料科学与工程
Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy
2007年2月
Feb. 2007连续纤维增强陶瓷基复合材料的研究进展
李 专,肖 鹏,熊 翔
(中南大学粉末冶金国家重点实验,长沙410083)
摘 要:从基体和纤维的选择、增韧机理、制备工艺等方面综述了国内外连续纤维增强陶瓷基复合材料(FRC M C)的研究现状。

介绍了纤维增韧陶瓷的几种主要增韧机制。

着重阐述热压烧结法、化学气相渗透法、反应熔体浸渗法、先驱体转化法和溶胶 凝胶法等复合材料的制备工艺和原理,并分析各种制备工艺的优缺点。

概述了连续纤维增强陶瓷基复合材料近年来在航空航天发动机、刹车系统、轻型光学反射镜及热保护系统等领域的应用。

最后指出有待解决的问题和今后的主要研究方向。

关键词:陶瓷基复合材料;纤维;工艺;应用
中图分类号:T B332 文献标识码:A 文章编号:1673 0224(2007)1 13 07
Progress in research work of continuous fiber reinforced
ceramic matrix composite
LI Zhuan,XIAO Peng,XION G Xiang
(State Key Laborato ry of Po w der M etallurg y,
Central South University,Changsha410083,China)
Abstract:T he research status quo in continuo us fiber reinfor ced ceramic matr ix composite(FR CM C)at home and abr oad is rev iewed.T he chief mechanisms of fiber reinfor ced ceramic ar e intro duced.T he pr inciples and pr ocessing char acter istics for prepa ring FRCM C,including slurr y impreg nat ion/hot pressing,chemical v apo r infiltrat ion,reac tive melt infilt ratio n,po ly mer impreg nation/pyr olysis and Sol G el processes ar e elabo rately described.T he advanta g es and disadvantag es o f ev ery pr ocess ar e analy zed.T he applicatio ns of F RCM C on aero space eng ine,braking sys tem,lig ht mass o pt ical mirro r and thermal pro tect ive sy stem and so on ar e summarized.Pr oblems fo r further re search and key study aspects in the future ar e also br iefly discussed.
Key words:ceramic matr ix composite;fiber;pr ocessing;applicatio n
陶瓷材料具有熔点高、密度低、耐腐蚀、抗氧化和抗烧蚀等优异性能。

作为高温结构材料,尤其作为航空航天飞行器需要承受极高温度的特殊部位结构用材料具有很大的潜力。

但是,陶瓷材料的脆性大和可靠性差等致命弱点又阻碍其实用化。

为提高陶瓷韧性,在最近20年里,人们在实验和理论研究方面做了大量工作,在多种增韧途径中,连续纤维增强陶瓷基复合材料(FRCM C)最引人注目:一方面,它克服了单一陶瓷材料脆性断裂的缺点,提高了材料的抗热震冲击能力;另一方面,它保持了陶瓷基体耐高温、低膨胀、低密度、热稳定性好的优点[1 3]。

FRCMC的研究始于1973年LEVITT S R制成的高强度碳纤维增强玻璃基复合材料。

稍后,日本碳公司(Nippon Car bon Co.)连续纤维Nicalon 的研制成功,使制造高性能的FRCM C成为可能。

20世纪80年代中期,FITZER E等[4]将化学气相沉积(chemical vapo r depositio n,CVD)工艺引入
基金项目:新世纪优秀人才支持计划资助项目(NCET 05 0694)
收稿日期:2006 06 27;修订日期:2006 07 27
通讯作者:肖鹏,电话:0731 *******;E mail:xiaopeng@
FRCM C的制备中,制得了高性能的Nicalon纤维
增强SiC基陶瓷复合材料,有力地推动了对FRC M C的研究工作。

近20多年来,世界各国尤其是美国、日本、欧共体国家等都对FRCMC的制备工艺及增韧机制进行了大量的研究,并取得了一些重要成果,有的已经达到实用化水平。

如C/C,C/SiC, SiC/SiO2,SiC/SiC等FRCMC已成功地用于火箭发动机、喷气发动机、火箭的天线罩、端头帽、发动机喷管等部件。

1 材料的选择
1.1 基体选择
用于连续纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料有很多种,与纤维之间的界面相容性是衡量其好坏的重要指标之一,此外还应考虑其弹性模量、挥发性、抗蠕变和抗氧化等性能。

基体材料主要有以下3类:
第1类是玻璃及玻璃陶瓷基体,此类基体的优点是可以在较低温度下制备,增强纤维(特别是Ni calon纤维)不会受到热损伤,因而具有较高的强度保留率;同时,在制备过程中可通过基体的粘性流动来进行致密化,增韧效果好。

但其致命的缺点是由于玻璃相的存在容易产生高温蠕变,同时玻璃相还容易向晶态转化而发生析晶,使其使用温度受到限制。

目前,此类基体主要有:CAS(钙铝硅酸盐)玻璃、LAS(锂铝硅酸盐)玻璃、M AS(镁铝硅酸盐)玻璃、BS(硼硅酸盐)玻璃及石英玻璃。

第2类是氧化物基体,它是20世纪60年代以前应用最多的一类陶瓷材料,主要有Al2O3、SiO2、ZrO2和莫来石等;近年来,又相继开发了钇铝石榴石、ZrO2 TiO2、ZrO2 Al2O3等。

制备氧化物陶瓷基复合材料的最大问题是,在高温氧化环境下,纤维容易发生热退化和化学退化,并易与氧化物基体发生反应。

因此,这些材料均不宜用于高应力和高温环境中。

第3类是非氧化物基体,主要指SiC陶瓷和Si3N4陶瓷,由于其具有较高的强度、耐磨性和抗热震性及优异的高温性能,与金属材料相比还具有密度较低等特点,因此,此类基体受到人们的广泛重视,其中SiC基复合材料是研究得最早也是较成功的一种。

如以化学气相渗透(CVI)法制备的Ni calon纤维增韧碳化硅基复合材料,其抗弯强度达600M Pa,断裂韧性达27.7M Pa m1/2[2]。

其它研究较成功的非氧化物陶瓷基体有Si3N4、BN等。

1.2 纤维的选择
虽然用于纤维增强陶瓷基复合材料的纤维种类较多,但迄今为止,能够真正实用的纤维种类并不多。

高温力学性能是其重要的决定因素,同时纤维还应具有密度低、直径小、比强度和比模量高等特点,在氧化性气氛或其它有害气氛中有较高的强度保持率,能满足加工性能和使用性能的要求。

以下对增强纤维进行简要介绍:
第1类为氧化铝系列(包括莫来石)纤维。

这类纤维的高温抗氧化性能优良,有可能用于1400 以上的高温环境,但目前作为FRCM C的增强材料主要存在以下2个问题:一是高温下产生晶体相变、晶粒粗化,以及由玻璃相的蠕变导致纤维的高温强度下降;二是在高温成形和使用过程中,氧化物纤维易与陶瓷基体(尤其是氧化物陶瓷)形成强结合的界面,导致FRCM C的脆性破坏,丧失了纤维的增韧作用。

第2类为碳化硅系列纤维。

目前制备碳化硅纤维的方法主要有2种:一是化学气相沉积法。

用这种方法制备的碳化硅纤维,其高温性能好,但由于直径太大(大于100 m),不利于制备形状复杂的FRCMC构件,且价格昂贵,因而其应用受到很大限制。

二是有机聚合物先驱体转化法。

在这种方法制备的纤维中,最典型的例子是日本碳公司生产的Nicalo n和Ty ranno等纤维。

这类纤维的共同特点是,纤维中不同程度地含有氧和游离碳杂质,从而影响纤维的高温性能。

最近,日本碳公司生产的低含氧量碳化硅纤维(Hi Nicalon)具有较好的高温稳定性,其强度在1500~1600 温度下变化不大[5]。

第3类为氮化硅系列纤维。

它们实际上是由Si、N、C和O等组成的复相陶瓷纤维,现已有商品出售。

这类纤维是通过有机聚合物先驱体转化法制备的,目前也存在着与先驱体碳化硅纤维同样的问题,因而其性能与先驱体碳化硅纤维相近。

第4类为碳纤维。

这类纤维已有30余年的发展历史,它是目前开发得最成功、性能最好的纤维之一,已被广泛用作复合材料的增强材料。

碳纤维的高温性能非常好,在惰性气氛中,在2000 高温下其强度基本不下降,是目前增强纤维中高温性能最佳的一类纤维。

但是,其最大的弱点是高温抗氧化性能差,即在空气中360 以上便出现明显的因氧化引起的质量耗损和强度下降,如能解决这个问题(如采用纤维表面涂层等方法),碳纤维仍不失为制备FRCM C的最佳候选材料。

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除上述系列纤维外,目前正在开发的还有BN、TiC、B4C等复相纤维。

2 FRC MC的增韧机理
陶瓷材料的脆性本质是在陶瓷材料断裂过程中,除用增加新表面来增加表面能外,几乎没有其它可以吸收外来能量的机制。

因此,为了提高陶瓷基复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。

FRCM C断裂时纤维拔出、桥联、脱粘和断裂,以及基体中裂纹的微化、弯曲、偏转等都是其新的能量吸收机制,也都能使其韧性得到很大提高。

下面介绍5种主要的增韧机制:
1)裂纹偏转:由于纤维周围沿纤维/基体(F/ M)界面存在因弹性模量或热膨胀系数不匹配而引起的应力场,从而使在基体中扩展的裂纹遇到纤维时发生偏转。

由于纤维周围存在应力场,陶瓷基体中的裂纹一般难以穿过纤维,而更易绕过纤维并尽量贴近纤维表面扩展,即裂纹发生偏转,致使裂纹面不再垂直于外加应力。

只有增加外加应力,提高裂纹尖端应力强度因子,才能使裂纹进一步扩展,因此,裂纹偏转可以产生明显的增韧作用;且随纤维长径比的增大和纤维体积分数的增加,裂纹偏转的增韧效果增强。

2)微裂纹增韧:在裂纹的扩展过程中,残余应变场与裂纹在分散相周围发生反应,导致主裂纹尖端产生微裂纹分支,使裂纹扩展的路径和需要的能量增加,从而使材料增韧。

3)纤维脱粘:复合材料中纤维脱粘产生了新的表面,因此需要能量。

尽管单位面积的表面能很小,但所有脱粘纤维总的表面能很大。

若想通过纤维脱粘达到最大增韧效果,须使高强度纤维的体积分数要大、临界纤维长度增加,而纤维与基体的界面强度要弱。

4)纤维桥接:纤维/基体界面的解离使裂纹扩展通过基体而在裂纹尖端后面存在一个纤维保持完整无损的区域成为可能。

纤维与基体的弹性模量差别越大,纤维与裂纹面夹角越小,界面解离越容易发生。

在此区域内,纤维把裂纹桥接起来,导致在裂纹表面产生一个压应力,以抵消外加拉应力的作用,使裂纹难以进一步扩展,从而起到增韧作用。

5)纤维拔出:纤维拔出是指靠近裂纹尖端的纤维在外应力作用下沿着它和基体的界面滑出的现象,它要求纤维相对于界面断裂韧性具有高的横向断裂韧性。

纤维拔出需要消耗额外的应变能以促使裂纹扩展,促使复合材料断裂韧性增加,同时促使裂纹尖端应力松弛,从而减缓裂纹的扩展。

纤维的拔出需要外力做功,因此可起到增韧作用。

以上5种增韧机理中,最有发展前途的是裂纹偏转和纤维拔出,因为它们很少受温度的限制,尤其是裂纹偏转时,其增韧效果仅取决于分散相的体积分数和形状,而与粒子尺寸和温度无关,这样对高温增韧无疑是十分有利的,这一点在玻璃 陶瓷基体中得到了证实。

但在实际增韧过程中往往是几种增韧机理同时起作用。

3 FRCMC的制备技术
自从最初用热压烧结法制备玻璃陶瓷基复合材料以来,根据应用领域的需求,研究者们迅速开发出了多种纤维增强陶瓷基复合材料的制备技术。

归纳起来可分为以下4种:1)固相法,即热压烧结法,此法结合了浆料浸渍和高温高压烧结的工艺;2)气相法,主要指化学气相渗透法;3)液相法,包括反应熔渗法、先驱体转化法和溶胶 凝胶法;4)综合工艺。

3.1 固相法
固相法(ceram ic route)即热压烧结法(hot pressure sintering,H P),又称为浆料浸渗热压法,是制备纤维增强玻璃和低熔点陶瓷基复合材料的传统方法(一般温度在1300 以下),也是最早用于制备FRCMC的方法。

其主要工艺过程如下:首先将纤维浸渍在含有基体粉料的浆料中,然后将浸有浆料的纤维缠绕在轮毂上,经烘干制成无纬布,然后将无纬布切割成一定尺寸,层叠在一起,最后经热模压成形和热压烧结制得复合材料。

热压烧结的目的是使陶瓷粉末颗粒在高温下重排,通过烧结或玻璃相粘性流动充填于纤维之间的孔隙中。

采用这种工艺已成功制备出C/SiO2,C/LAS,SiC/LAS,C/BAS和SiC/BAS等以玻璃相为基体的复合材料[6]。

此法的主要特点是基体软化温度较低,可使热压温度接近或低于陶瓷软化温度,利用某些陶瓷(如玻璃)的粘性流动来获得致密的复合材料。

存在的问题是:对于以难熔化合物为基体的复合材料体系,因为基体缺乏流动性而很难有效;同时在高温高压下会使纤维受到严重损伤。

此外,对于形状复杂,由三维纤维预制体增强的C/SiC复合材料,采用热压烧结法更难以实现。

3.2 气相法
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气相法主要指化学气相渗透法(chemical v apor infiltr ation,CVI),CVI起源于20世纪60年代中期,是在CVD(chem ical vapour deposition)基础上发展起来的。

这种技术是将纤维预制体置于密闭的反应室内,采用气相渗透的方法,使气相物质在加热的纤维表面或附近产生化学反应,并在纤维预制体中沉积,从而形成致密的复合材料。

其主要优点是[7 9]:
1)能在低温低压下进行基体的制备,材料内部残余应力小,沉积过程中对纤维基本无损伤,从而保证了复合材料结构的完整性;
2)能制备硅化物、碳化物、氮化物、硼化物和氧化物等多种陶瓷材料;
3)能制备形状复杂、近净尺寸和纤维体积分数大的部件;
4)在同一CV I反应室中,可依次进行纤维/基体界面、中间相、基体以及部件外表涂层的沉积,可制备变组分或变密度的FRCMC,有利于材料的优化设计与多功能化。

其主要缺点有:生产周期长(300h以上),制造成本高;材料的致密度低(一般存在10%~15%的孔隙率);预制体的孔隙入口附近气体浓度高,沉积速度大于内部沉积速度,易导致入口处封闭(即 瓶颈效应 )而产生密度梯度,不适合制备厚壁部件;
FRCM C的沉积速度主要取决于CVI的沉积化学反应动力学与气体在预制体孔隙网络中的传输,研究者为了克服CVI的缺点,根据上述反应动力学及气体传输原理研究出了等温等压CVI法(ICV I)、热梯度CVI法(T GCV I)、等温强制对流CV I法(PGCVI)、热梯度强制对流CVI法(FC V I)、脉冲CVI法(PCVI)和连续同步CV I法(CSC V I)等。

3.3 液相法
3.3.1 反应熔体浸渗法
反应熔体浸渗法(reactive m elt infiltration, RM I)又称为熔融渗硅法(molten/liquid silicon in filtratio n,M SI/LSI)。

该法是于20世纪50年代由UKAEA(U nited Kingdom Atom ic Ener gy A uthor ity)用于粘结SiC颗粒而发展起来的,也称为自粘结SiC或反应粘结SiC法。

20世纪70年代,美国通用电器公司(Gener al Electric Company)利用RM I工艺,即著名的SILCOM P工艺[10],研制出了一种Si/SiC材料。

H U CKE E E[11]在此基础上研究了由有机物裂解制备具有均一微孔的炭多孔体,然后将液Si渗入多孔体制得高强度的Si/SiC复合材料。

20世纪80年代,德国材料科学家FIRZER首先用液硅浸渗C/C多孔体制备C/C SiC复合材料[12],随后德国航空中心进一步发展了该工艺。

当基体中的一种组元具有低熔点并且容易润湿纤维预制体时,就可采用RMI法制备FRCM C,例如Al2O3或A lN中的Al(T m=660 )、SiC或Si3N4中的Si(T m=1440 )都是这样的组元。

RM I的工艺特点是基体可在没有外加压力的条件下短时间内生成,生成方式主要有熔体与纤维反应(如SiC)和熔体与气相反应(如Al2O3,AlN, Si3N4)两种。

同时具有不需施加机械压力、制备周期短、成本低、近净成形等优点[12]。

但是,RM I工艺也存在着不足:制备过程中易造成增强纤维的衰退,使复合材料力学性能偏低、断裂韧性差,易出现灾难性断裂。

3.3.2 先驱体转化法
先驱体转化法又称聚合物浸渍裂解法(poly mer impregnation/pyro lysis,PIP)或先驱体裂解法,是近年来发展迅速的一种复合材料制备工艺。

该方法是在一定的温度和压力下,将适当理论比值的金属有机化合物(如CH3SiCl3,M TS),浸渗到多孔纤维预制体中,然后经过干燥和热处理,使先驱体发生热解并得到所需的基体[13]。

这种方法最先应用于C/C复合材料的制备,近年来在制备SiC, Si3N4,BN和SiBCN基复合材料中也得到广泛的应用。

其主要特点是:
1)聚合物在较低温度下裂解,无压烧成,因而可减少纤维的损伤及纤维和基体之间的化学反应;
2)可以对先驱体进行分子设计,制备所期望的单相或多相陶瓷基体,杂质元素容易控制;
3)充分利用聚合物基体和C/C复合材料的成形技术,可制备出形状复杂、近净尺寸(near net shaped)的复合材料部件。

其主要缺点是:在无压(或低压)条件下,由于溶剂和低分子量组元的挥发,以及小结构基团的分解等因素的综合作用,在干燥和热解过程中基体产生很大的收缩并出现裂纹。

另外,先驱体热解所得产物的产率很低。

为了获得致密度较高的复合材料,必须经过多次浸渗和高温处理(典型的达6~10次),制备周期长。

3.3.3 溶胶 凝胶法
溶胶 凝胶(Sol Gel)是用有机先驱体制成的溶胶浸渍纤维预制体,然后水解、缩聚,形成凝胶,
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凝胶经干燥和热解后形成CM C[14]。

Sol Gel法的优点是:1)热解温度不高(低于1400 ),对纤维的损伤小;2)溶胶易润湿增强纤维,所制得的复合材料较完整,且基体化学均匀性高;3)在裂解前,经过溶胶和凝胶2种状态,容易对纤维及其编织物进行浸渗和赋形,因而便于制备连续纤维增强复合材料。

该工艺的主要缺点在于:由于醇盐的转化率较低且收缩较大,因而复合材料的致密周期较长,且制品经热处理后收缩大、气孔率高、强度低;同时,由于是利用醇盐水解而制得陶瓷基体,因此此工艺仅限于氧化物陶瓷基体材料的制备。

3.4 综合工艺
上述各种工艺都有其优缺点,因此,在制备某一复合材料时,可综合利用多种工艺。

例如,首先可用ICVI沉积简单的界面,或用脉冲CVI沉积多层界面,再沉积纤维束内孔隙;然后再用聚合物先驱体浸渍纤维束内与纤维束间的大孔隙,最后热解[9]。

这样,既可克服CVI沉积大孔隙需很长时间的缺点,又利用了RMI工艺制备周期短、成本低等优点,不仅可缩短制备时间,而且提高了材料密度。

4 FRC MC的应用
由于连续纤维增强陶瓷基复合材料具备抗烧蚀、抗氧化、耐磨损和绝热等优异性能。

因此,有着非常广阔的应用前景,不仅能在航空航天领域得到广泛的应用,而且可以应用于军事工业、机械工业、生物医学和环境保护等领域。

4.1 在航空发动机领域的应用
要提高航空发动机的效率,必须提高其工作温度,其关键是找到能承受更高温度的结构材料。

连续纤维增强陶瓷基复合材料在高温下有足够的强度,且有良好的抗氧化能力和抗热震性,非常适合作高温结构材料,如应用于整体燃烧室、叶片、排气喷管、涡轮间过渡机匣、尾喷管等[1 2]。

到目前为止已报道的有法国以CV I法制备的C/SiC材料用于其狂风战斗机M88发动机的喷嘴瓣,以及将SiC f/SiC用于幻影2000战斗机涡轮风扇发动机的喷管内调节片[15]。

美国空军材料实验室的研究人员已经研制成功1204~1371 下发动机用陶瓷基复合材料。

迄止目前,陶瓷基复合材料的使用温度可提高到1650 或更高。

FRCM C作为航空发动机高温结构部件用材料,与高温合金相比具有以下优势:
1)密度为2.0~2.5g/cm3,与高温合金和铝合金等金属材料相比,可大大减轻结构质量;
2)能承受更高的温度,可以取消或减少冷却系统,从而提高发动机热效率,产生更大的推力;
3)因为所需冷却气流更少和燃烧室有更高的燃烧温度,所以燃料燃烧更为充分,可以相对减少燃料负载量,同时尾气更为洁净;
但是,作为一种新型材料,FRCMC也存在一些问题,如材料的成本是传统高温合金的几倍,航空发动机的设计者缺少在特定应用条件下对FRC M C预期寿命进行评估的数据与工具等。

4.2 在火箭发动机领域的应用
20世纪80年代末90年代初,欧美国家已研制成功一系列C/SiC、SiC/SiC液体发动机燃烧室、推力室和喷管扩张段。

例如,在Ariane H M7(LO x LH2推进剂)发动机上,使用SEPCARBINOX3D C/SiC复合材料(No voltex tex tur e)喷管扩张段,燃烧室压力达3.5M Pa,燃烧温度达3350K,总工作时间超过1600s,未发现C/SiC复合材料喷管扩张段出现质量损耗和C/SiC复合材料降解[3]。

与常用的金属铌(密度9g/cm3)相应部件相比,该喷管不仅结构简单(单壁结构),且质量减轻约75%;同时无须泵送冷却保护,燃料氢全部用于推进,发动机比冲增加,从而增加卫星的有效载荷和延长在空间的工作寿命,还可减少冷却用燃料排放对环境的污染。

我国一些先进航天陶瓷基防热复合材料也已经成功通过高空台架试车[2]。

目前,FRCM C在液体火箭发动机上已获得成功应用,在固体火箭发动机上的应用研究正在进行,可以预计该材料在固体火箭发动机喷管上的应用具有广阔的前景。

4.3 在刹车系统中的应用
迄今为止,刹车材料从铸铁、合成材料、粉末冶金材料发展到了C/C和C/C SiC复合材料。

C/ C SiC复合材料在20世纪90年代中期开始应用于摩擦领域。

与C/C复合材料相比,C/C SiC制动材料具有成本低、环境适应性强(如湿态下摩擦因数不衰退)等优势,因此成为最新一代高性能制动材料而引起研究者的广泛关注和重视。

美、德、日等工业发达国家正逐步展开其理论和应用研究。

如德国斯图加特大学和德国航天研究所等单位的研究人员开始进行C/C SiC复合材料应用于摩擦领域的
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研究[12],并已研制出C/C SiC刹车片应用于Por sche(保时捷)轿车中。

在这种刹车盘中,刹车片表面之间具有冷却通道,这种结构可以改善刹车盘的散热性,大幅度提高刹车系统的使用寿命。

国内对作为制动材料的C/C SiC复合材料研究起步较晚,直到21世纪初中南大学才开始C/C SiC摩擦材料的制备和摩擦磨损机理的研究[16]。

几年来,中南大学研制的C/C SiC复合材料在制动领域的应用取得了长足的进展,正准备应用于某型号直升机旋翼用刹车片、某型号坦克用刹车盘和闸片以及高速列车刹车闸片等。

4.4 在轻型光学反射镜中的应用
未来空间光学系统要求在较宽的电磁波段范围内有很好的成像质量,其电磁波段范围从紫外、可见光、红外、甚至延伸到X 射线、 射线。

要在如此宽广的电磁波范围内工作,只有采用全反射光学系统才能满足应用要求。

在反射式光学系统中反射镜是关键部件,除了满足光学应用要求外,还要求其质量轻。

SiC基复合材料是一种十分理想的卫星反射镜材料,与前两代反射镜材料(微晶玻璃和铍合金)相比,它具有以下优点:
1)是一种轻质高强的工程材料,可降低发射成本,提高飞行器的飞行性能;
2)热稳定性好,能在很宽的温度范围内工作(4~700K),具有高的热导率和低的膨胀系数,且各向同性;
3)由于用SiC基复合材料制造的反射镜面有很高的理论密度和低的表面粗糙度,因此镜面具有电磁波的衍射极限分辨率和较低的散射率;
4)反射镜制备工艺相对简单,成本低。

5)与传统的粉末基体陶瓷相比,由于其韧性的提高和可忽略的体积收缩,反射镜设计非常自由。

对SiC光学反射镜的研究大约始于20世纪70年代,到目前为止,SiC基复合材料已经用于制造超轻反射镜、微波屏蔽反射镜等光学结构部件[17]。

德国Donier公司(Donier Satellite System s,DSS)制备的C/SiC复合材料反射镜作为空间望远镜主镜,直径达630mm,质量仅为4kg,目前可制作最大尺寸达3m的大型反射镜,可望用作美国下一代空间望远镜(NGST)的反射镜[18]。

4.5 在高温连接件中的应用
近年来,连续纤维增强陶瓷基复合材料用于热结构材料的机械连接已取得相当程度的进展。

主要应用于连接温度固定的热外表面和航空框架结构中的冷衬垫。

这种高温复合材料适合制造应用于温差特别大的航空航天结构件,诸如宇空镜组合件,它的一边有冷却部件暴露于非常高的热通量和温度下,而另一边温度偏低。

C/SiC复合材料高温连接件能够满足上述严酷环境中的性能要求,目前可生产的连接件尺寸在8~ 12mm范围内[19]。

在欧洲的一项发展计划中,热结构材料的先进连接技术已经发展得非常成熟,用C/ SiC热结构材料连接,能够防止超音速气流干扰,且能够在高温下密封,模拟测试结果证明连接件可以适用于实际高温环境,并能满足必要的飞行标准。

4.6 在热保护系统中的应用
在航空航天领域,当飞行器进入大气层后,由于摩擦产生的大量热量,导致飞行器受到严重的烧蚀,为了减小飞行器的这种烧蚀,需要一个有效的防热体系。

如航天飞机和导弹的鼻锥、导翼,机翼和盖板等[3]。

FRCMC是制作抗烧蚀表面隔热板的较佳候选材料之一。

目前,欧洲正集中研究载人飞船及可重复使用的飞行器的可简单装配的热结构及热保护材料,C/SiC复合材料是其研究的一个重要材料体系,并已达到很高的生产水平[19]。

波音公司通过测试热保护系统大平板隔热装置,也证实了C/SiC复合材料具有优异的热机械疲劳特性。

此外,连续纤维增强陶瓷基复合材料还应用在原子能聚变反应堆第一壁作为核燃料的包封材料,在先进发电装置中作超高温热交换器和燃烧器内衬,或作飞机驾驶员的防弹用品及环保中的高温过滤器等。

5 结束语
纤维增韧陶瓷基复合材料的研究还处于起步阶段,其制备技术还欠完善、性能数据也比较分散、使用的可靠性差且多限于用作结构材料,为进入大规模实用阶段,需要从工艺技术特别是从理论上对其进行更深入的研究,近期的研究重点主要是:
1)提高纤维在严酷环境下的使用性能。

具有高的强度、良好的强度保持率和优良的抗蠕变性能的纤维是FRCM C能否应用于各种高温、恶劣环境中的决定因素。

对氧化物纤维而言,提高上述使用性能集中体现在提高高温抗蠕变性以及纯度,也即减少纤维杂质含量和减少纤维内部缺陷,从而提高纤维强度;
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