KD-Ⅱ型SiC纖維增強(qiáng)SiC基復(fù)合材料性能調(diào)控及構(gòu)件制備.pdf

1、連續(xù)碳化硅纖維增強(qiáng)碳化硅(SiCf/SiC)復(fù)合材料具有低密度、高比強(qiáng)度、韌性較好、耐高溫和抗氧化等特性，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)及其它領(lǐng)域中得到廣泛的關(guān)注并在國(guó)外獲得了實(shí)際應(yīng)用。本文以KD-II型SiC纖維為增強(qiáng)體，低分子量含乙烯基聚碳硅烷(LPVCS)為先驅(qū)體，PyC和BN涂層為界面，采用先驅(qū)體浸漬裂解工藝(PIP)制備了SiCf/SiC復(fù)合材料。研究了涂層工藝對(duì)SiC纖維單絲拉伸性能的影響；探討了交替的(PyC/BN)n界面層對(duì)SiCf/Si

2、C復(fù)合材料性能的影響規(guī)律；開(kāi)展了高溫處理和氧化處理對(duì)SiCf/SiC復(fù)合材料性能影響的研究；隨后采用優(yōu)化后的PIP工藝制備了SiCf/SiC復(fù)合材料薄壁構(gòu)件——航空發(fā)動(dòng)機(jī)內(nèi)錐體。
　　界面是影響復(fù)合材料尤其是陶瓷基復(fù)合材料性能的關(guān)鍵因素，前人研究結(jié)果表明：以BN為界面層的SiCf/SiC復(fù)合材料性能得到顯著提升。本文各自采用dip-coating工藝和CVD工藝在SiC纖維表面制備了BN涂層（簡(jiǎn)稱為DB和CB，各自代表dip-co

3、ating BN和CVD BN）。采用dip-coating工藝制備BN涂層時(shí)，原料配比對(duì)涂層物相組成有顯著影響，綜合XRD和XPS分析結(jié)果表明，硼酸和尿素摩爾比為1:1時(shí)制備得到的涂層主要成分為BN。采用CVD工藝制備BN涂層時(shí)，原料配比和沉積溫度影響涂層元素組成，涂層中N元素含量隨原料中NH3與BCl3流量比增加而增加，但增加趨勢(shì)逐漸減緩；隨著沉積溫度的升高，涂層中的N含量先降低后升高。低溫下CVD工藝制備的BN涂層穩(wěn)定性較差，但形

4、貌均勻完整，對(duì)SiC纖維產(chǎn)生了較好的包覆作用，可以通過(guò)沉積時(shí)間對(duì)涂層厚度進(jìn)行調(diào)控。
　　隨著dip-coating工藝周期數(shù)的增加，SiC纖維單絲拉伸強(qiáng)度先降低后升高再降低，其中，5個(gè)周期后SiC纖維單絲拉伸強(qiáng)度最大，達(dá)到1.56GPa，比未處理的SiC纖維提高4.7％。制備交替(DB/PyC)n涂層后，SiC纖維單絲拉伸強(qiáng)度發(fā)生顯著變化，其中，PyC/DB/PyC涂層的纖維單絲拉伸強(qiáng)度最高，達(dá)到1.67GPa，DB/PyC涂層的

5、纖維強(qiáng)度最低，僅為0.98GPa。制備交替(PyC/CB)n涂層后，SiC纖維單絲拉伸強(qiáng)度的波動(dòng)范圍更小，其中，PyC/CB/PyC涂層的纖維單絲拉伸強(qiáng)度最高，達(dá)到1.68GPa，CB/PyC/CB涂層的纖維強(qiáng)度最低，為1.30GPa。
　　未制備任何界面層的復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度最低，只有144.1MPa。交替(DB/PyC)n界面層復(fù)合材料中，力學(xué)性能最佳的KL-PyC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性各自達(dá)到498.7MPa和27.8M

6、Pa·m1/2；而KL-DB復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度只有225.7MPa，斷裂韌性只有9.0MPa·m1/2。交替(PyC/CB)n界面層復(fù)合材料中，KL-CB復(fù)合材料力學(xué)性能最差，彎曲強(qiáng)度只有298.8MPa，斷裂韌性只有13.1MPa·m1/2；KL-PyC/CB復(fù)合材料力學(xué)性能最好，彎曲強(qiáng)度為566.0MPa，斷裂韌性為19.3MPa·m1/2。
　　具有不同界面的復(fù)合材料中，KL-PyC/DB復(fù)合材料的界面剪切強(qiáng)度最高，達(dá)到13

7、8.6MPa，而其彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性各自為275.4MPa和3.5MPa·m1/2；KL-DB/PyC/DB復(fù)合材料的界面剪切強(qiáng)度最小，僅為18.9MPa，彎曲強(qiáng)度為302.4MPa；KL-PyC復(fù)合材料的界面剪切強(qiáng)度為39.2MPa，彎曲強(qiáng)度接近500MPa，KL-PyC/CB彎曲強(qiáng)度高達(dá)566.0MPa，界面剪切強(qiáng)度為38.6MPa，這兩種復(fù)合材料的斷裂韌性都很高。該結(jié)果表明界面結(jié)合強(qiáng)度過(guò)大或過(guò)小都會(huì)降低復(fù)合材料的力學(xué)性能，復(fù)合材料

8、界面理論得到了很好地驗(yàn)證。
　　隨著高溫處理溫度越來(lái)越高，SiC基體的失重率逐漸變大，結(jié)晶程度不斷增加，晶粒不斷長(zhǎng)大，SiC纖維變化規(guī)律與基體類似。SiCf/SiC復(fù)合材料高溫處理時(shí)的失重率小于相同處理?xiàng)l件下SiC基體的失重率。相較于沒(méi)有做過(guò)任何處理的復(fù)合材料，經(jīng)1200℃高溫處理后，彎曲強(qiáng)度降至452.1MPa，斷裂韌性下降明顯，降為15.5MPa·m1/2。1400℃高溫處理1小時(shí)后，彎曲強(qiáng)度進(jìn)一步下降至364.4MPa，斷裂

9、韌性基本不變，為15.7MPa·m1/2。1600℃高溫處理使得復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度降至119.1MPa，斷裂韌性降至4.1MPa·m1/2。納米壓痕測(cè)試結(jié)果表明：纖維和基體的硬度和模量隨著高溫處理溫度的升高降低，這是導(dǎo)致復(fù)合材料性能退化的基本原因。在1200℃，材料的力學(xué)性能與不同保溫時(shí)間高溫處理關(guān)系不大。
　　復(fù)合材料在1100℃氧化處理1小時(shí)后，SiCf/SiC復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性各自降低至297.8MPa和10.1MPa

10、·m1/2，強(qiáng)度保留率僅60%。1200℃處理1小時(shí)后，彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性進(jìn)一步降低，各自為246.1MPa和8.7MPa·m1/2。經(jīng)過(guò)1300℃處理，彎曲強(qiáng)度與1200℃樣品基本相當(dāng)，斷裂韌性回升至10.3MPa·m1/2。增加氧化處理時(shí)間后，復(fù)合材料力學(xué)性能變化較大，1100℃氧化處理5小時(shí)后，彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性降至176.3MPa和6.6MPa·m1/2。氧化10小時(shí)后，彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性降到145.0MPa和6.1MPa·m1

11、/2，強(qiáng)度保留率僅為29%。
　　根據(jù)薄壁構(gòu)件模型設(shè)計(jì)編織和PIP工藝模具，參考真空袋壓成型工藝和熱壓罐輔助交聯(lián)工藝優(yōu)化了PIP工藝，選擇合適的加工時(shí)機(jī)對(duì)構(gòu)件中的需要加工的部件進(jìn)行加工，通過(guò)漿料刷涂、后續(xù)CVD SiC涂層等方法改善構(gòu)件制品的致密度及表觀質(zhì)量。利用Siemens PLM Software NX8.0軟件的CAE模塊對(duì)構(gòu)件的局部進(jìn)行了計(jì)算，結(jié)果表明：在構(gòu)件圓環(huán)局部施加300N載荷的條件下，支撐體U型孔外側(cè)的節(jié)點(diǎn)位移最