陶瓷基复合材料的研究进展及其在航空发动机上的应用

第一篇：陶瓷基复合材料的研究进展及其在航空发动机上的应用

陶瓷基复合材料的研究进展及其在航空发动机上的应用

摘要：综述了陶瓷基复合材料(CMCs)的研究进展。就CMCs的增韧机理、制备工艺和其在航空发动机上的应用进展作了详细介绍。阐述了CMCs研究和应用中存在的问题。最后，指出了CMCs的发展目标和方向。关键词：陶瓷基复合材料；航空发动机；增韧机理；制备工艺

The Research Development of Ceramic Matrix Compositesand

Its Application on Aeroengine Abstract:The development

and

research

status

of

ceramic

matrix compositeswerereviewed in this paper.The main topics include the toughening mechanisms, the preparation progressand the application on aeroengine were introduced comprehensively.Also, the problems in the research and application of CMCswere presented.Finally, the future research aims and directions were proposed.Keywords: Ceramic matrix composites, Aeroengine, Fiber toughening,Preparation progress

1引言

推重比作为发动机的核心参数，其直接影响发动机的性能，进而直接影响飞机的各项性能指标。高推重比航空发动机是发展新一代战斗机的基础，提高发动机的工作温度和降低结构重量是提高推重比的有效途径[1]。现有推重比10一级的发动机涡轮进口温度达到了1500~1700℃，如M88-2型发动机涡轮进口温度达到1577℃，F119型发动机涡轮进口温度达到1700℃左右，而推重比15~20一级发动机涡轮进口温度将达到1800~2100℃，这远远超过了发动机中高温合金材料的熔点温度。目前，耐热性能最好的镍基高温合金材料工作温度达到1100℃左右，而且必须采用隔热涂层，同时设计先进的冷却结构。在此需求之下，迫切需要发展新一代耐高温、低密度、低膨胀、高性能的结构材料[2]。在各类型新型耐高温材料中，陶瓷基复合材料(CeramicMatrixComposites,CMCs)材料具有高的熔点、刚度、硬度和高温强度，并且抗蠕变，疲劳性能好。其不仅克服了金属材料密度高和耐温低，而且克服了结构陶瓷脆性大和可靠性差，碳/碳复合材料抗氧化性差和强度低等缺点，尤其作为航空航天发动机需要承受极高温度的特殊部位的结构用材料具有很大潜力[3,4]。

CMCs是以陶瓷材料为基体，以陶瓷纤维、晶须、晶片或颗粒为补强体，通过适当的复合工艺制备且性能可设计的一类新型材料，又称为多相复合陶瓷(MultiphaseCompositeCeramic)，包括纤维(或晶须)增韧陶瓷基复合材料、异相颗粒弥散强化复相陶瓷、原位生长陶瓷复合材料、梯度功能复合陶瓷及纳米陶瓷复合材料[5]。本文主要介绍连续纤维增强陶瓷基复合材料。连续纤维增强陶瓷基复合材料保留了陶瓷材料耐高温、抗氧化、耐磨耗、耐腐蚀等优点的同时，充分发挥陶瓷纤维增强增韧作用，克服了陶瓷材料断裂韧性低和抗外部冲击载荷性能差的先天缺陷。相比合金基复合材料，CMCs工作温度高达1650℃，不仅可以通过减少冷却气流，提高涡轮热效率，而且降低结构复杂性和制造难度。此外，CMCs密度约为耐高温镍基合金的1/4~1/3，钨基合金的1/10~1/9，可以大大减轻发动机结构质量，降低油耗的同时提高推重比。

2CMCs国内外研究进展

70代初，由于认识到单体碳化硅、氮化硅等陶瓷材料的性能还较难实现高温热机应用的现实，J.Aveston在纤维增强聚合物基复合材料和纤维增强金属基复合材料基础上，首次提出了纤维增强陶瓷基复合材料(FRCMCs)的概念[6]。八十年代以来，高模量高强碳纤维、氧化铝纤维和抗高温氧化性能良好的碳化硅纤维的出现，以及性能优越且低成本的SiC晶须的商业化生产，使纤维及须增韧陶瓷复合材料等一跃成为令人瞩目的新材料[7]。1973年，LevittS.R.首次以LAS玻璃为基体材料制得了高强度碳纤维增强玻璃基复合材料[8]。80年代中期，E.Fitzer等[9]和P.J.Lamicq等[10]将化学气相沉积(ChemicalVaporDeposition,CVD)工艺引入FRCMCs的制备中，制得了高性能的碳化硅纤维增强SiC复合材料，从而全面推动了FRCMCs的研究工作。在当时，美国已有很多研究单位从事陶瓷基复合材料的研究和应用工作，其中有UTRC、OakRidge国家实验室、伊利诺斯大学、MIT、福特汽车公司等。此外，美国NASA制定的先进高温热机材料计、DOE/NASA的先进涡轮技术应用计划(ATTAP)、美国国家宇航计划(NASP)都把高温结构陶瓷基复合材料作为重点研究对象，其研制目标是将发动机热端部件的使用温度提高到1650℃或更高[11]，从而提高发动机涡轮进口温度，达到节能、减重、提高推重比和延长寿命的目的，满足军事和民用热机的需要。日本对这种高性能结构材料也极其重视，大阪工业技术研究所，东京工业大学和日产、三菱等汽车公司进行了陶瓷复料及其结构应用研究[12]。1972年，我国上海硅酸盐研究所率先开展此项研究，经较广泛地搜探各种可能的纤维或晶须与陶瓷基体在化学上的相容性之后，首先选择了碳纤维补强石英作为研究对象，研制成功相应的复合材料[13]。此后，航空材料所、北京航空航天大学、西北工业大学、清华大学、国防科技大学等相继开展了各种陶瓷基复合材料的研究工作。

目前，世界各国尤其是美国、日本、欧共体国家等都对CMCs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。已经制备和通过试验的航空发动机CMCs构件主要有：燃烧室内衬套(combustorliner)、燃烧室筒(Combustorcan)、翼或螺旋桨前缘(leadingedge)、喷口导流叶片(guidevane)、涡轮叶片(turbinevane)、涡轮壳环(turbineshroudring)等[14,15]。在CMCs的研究中，研究最多的主要是纤维增强陶瓷基复合材料，主要包括碳纤维增强碳化硅(Cf/SiC)、碳化硅纤维增强碳化硅(SiCf/SiC)以及氧化物/氧化物陶瓷基复合材料[16,17]。

国外学者Schneider等[18]对莫来石纤维增强莫来石CMCs进行了系统的研究，已能制备和加工异形复杂构件，制备的燃烧室隔热瓦已通过模拟试验。Carellie等[19]对多孔氧化物CMCs的研究较为深入，利用陶瓷浆料浸渍-缠绕工艺制备的Nextel720纤维增强的多孔莫来石和氧化铝CMCs的室温拉伸强度约为149MPa，1200℃处理1000h后强度保留率高达97.3%。Kikuo等[20]通过泥浆浸渍/热压法制备Cf/SiC复合材料。在真空条件下，其室温弯曲强度和断裂韧性分别为420MPa和13MPa·m1/2；在1400～1600℃时分别为600MPa和20MPa·m1/2，由于断裂转移和界面结合减弱导致纤维拔出的增加，高温下材料的力学性能得以提高。EricP.bouillon等[21]分别用Cf/Si-C-B和SiCf/Si-C-B材料制备了6个喷管密封片，并在F100-PW-229发动机加力状态下做了600h和1000h试验，构件没有破坏。

由于工艺和原料的限制以及技术保密等原因，国内关于CMCs应用的公开报道较少，大多处于试验探究阶段。肖鹏等[22]制备的C/C-SiC复合材料在中等能载(1.5kJ/cm2)条件下摩擦系数较高，磨损量较低，具有优良的摩擦磨损性能。为提升连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(CMCs-SiC)的抗氧化性，徐永东等人[23,24]制备三维碳/碳化硅复合材料，测试了的组织与力学性能，验证了其组织自愈合机制，探究涂层表面缺陷的影响以及生成的氧化物薄膜厚度的时间的关系。梅辉[25]，郭洪宝[26]等报道了有关三维和二维编制Cf/SiC复合材料的拉压性能和断裂韧性研究的理论和实验结果，两者均表明，Cf/SiC复合材料具有优异的力学性能。此外，国防科技大学陈朝辉课题组[27]采用PIP工艺制备的Cf/SiC复合材料于2005年成功通过液体火箭发动机热试车考核，产品性能优异，现已实现小批量生产与应用。

3CMCs的增韧机理[28,29]

为改善陶瓷材料的力学性能，特别是脆性，CMCs采取的增韧形式主要有相变增韧、颗粒弥散增韧和纤维增韧。在CMCs的几种增韧形式中，由于通常采用的ZrO2相变增韧陶瓷在高温(900℃以上)时会失去相变增韧的作用，颗粒(微米级)增韧陶瓷的效果目前仍比较有限，较难满足航空发动机的高温环境。相比之下，纤维增韧陶瓷基复合材料表现出更为优异的耐高温以及力学性能。因此，本文主要探究FRCMCs的增韧机理。

陶瓷材料断裂过程的实质是表面能增加的过程，FRCMCs断裂时通过纤维拔出、桥联、脱粘和断裂，以及裂纹的微化、弯曲、偏转等方式提升其断裂时表面能增量，从而使其韧性得到很大提高，图1为FRCMCs增韧机制示意图。

图1FRCMCs增韧机制示意图

Fig.1Schematicdiagramoftoughening mechanismofFRCMCs 在上述几种断裂机制中，纤维拔出是FRCMCs的最主要增韧机制，通过纤维拔出过程的摩擦耗能，使复合材料的断裂功增大，纤维拔出过程的耗能取决于纤维拔出长度和脱粘面的滑移阻力，滑移阻力过大，纤维拔出长度较短，增韧效果不好，如果滑移阻力过小，尽管纤维拔出较长，但摩擦做功较小，增韧效果也不好，反而强度较低。

纤维拔出长度取决于纤维强度分布、界面滑移阻力。因此，在构组纤维增韧陶瓷基复合材料时，应该考虑:纤维的强度和模量高于基体，同时要求纤维强度具有一定的Weibull分布；纤维与基体之间具有良好的化学相容性和物理性能匹配；界面结合强度适中，既能保证载荷传递，又能在裂纹扩展中适当解离，又能有较长的纤维拔出，达到理想的增韧效果。

4CMCs的制备工艺

增强体发挥其增韧机制的程度与复合材料的结构有关，如增强体的体积分数、基体的致密度、界面的结合强度以及气孔的体积分数等，而这些结构的状态均由制备工艺决定。经过近几十年的发展，适于制备陶瓷基复合材料的方法[30]有：泥浆浸渍热压法(Slurryinfiltrationandhotpressing,SIHP)，先驱体转化法(PrecursorInfiltrationPyrolysis,PIP)、化学气相渗透法(ChemicalVaporInfiltration, CVI)、反应熔渗法(ReactiveMeltInfiltration,RMI)。

(1)泥浆浸渍热压法 泥浆浸渍热压法是将目标陶瓷的粉体制成泥浆，然后引入至纤维预制件中，得到连续碳纤维增强陶瓷基复合材料。其主要工艺是将纤维浸渍泥浆后进行制成无纬布，经切片、叠加、热模压成型和热压烧结后，获得致密化的复合材料，主要用于制备单向纤维增强陶瓷基复合材料，过程示意图如图2所示。该工艺简单，成本较低。但热压工艺容易使纤维造成损伤，降低了复合材料的力学性能。此外，该工艺需要较高的烧结温度，对设备要求高，且不适合制备形状复杂的构件。

图2泥浆浸渍热压法过程示意图 Fig.2SchematicdiagramofprocessofSIHP(2)先驱体转化法

先驱体转化方法[31]是以有机聚合物先驱体溶解或熔化后，在真空或气压的作用下浸渍到纤维预制体内部，然后经交联固化后高温裂解转化为目标陶瓷的过程。先驱体在交联固化和裂解过程中，小分子逸出会使基体发生较大地收缩，导致材料的微结构不致密，并伴有裂纹出现；受先驱体转化率的限制，为了获得密度较高的陶瓷基复合材料，必须经过反复浸渍热解，工艺成本较高；很难获得高纯度和化学计量的陶瓷基体，且先驱体本身可选择的种类有限。据此，该工艺可与其他工艺联用，来克服这些缺点。如PIP与CVI联用制备二维C/ZrC-SiC复合材料[32]，以及PIP与CVD联用快速实现C/SiC材料的致密化[33]，但与RMI工艺的联用少有报道。(3)化学气相渗透法

CVI法起源于20世纪60年代中期，是在化学气相沉积法(ChemicalVaporDeposition,CVD)基础上发展起来的制备陶瓷基复合材料的新方法[34]。其基本工艺过程是：将碳纤维预制体置于CVI炉中，源气（即与载气混合的一种或数种气态先驱体）通过扩散或由压力差产生的定向流动输送至预成型体周围后向其内部扩散，在纤维表面发生化学反应并原位沉积。过程示意图如图3所示。CVI工艺的突出优点是可在远低于基体材料熔点的温度下合成陶瓷基体，降低纤维与基体间的高温化学反应带来的纤维性能下降。但由于CVI工艺的反应是以气相形式发生的，气体在预制体内部各部位的沉积速度不一致，易形成密度梯度；反应涉及反应化学、热力学、动力学及晶体生长等多方面内容，过程非常复杂；材料的致密化速度低，制备周期长，工艺成本高。

图3CVI工艺过程示意图 Fig.3SchematicdiagramofprocessofCVI(4)反应熔渗法

反应熔渗法是在20世纪80年代，德国Firzer[35]首先用液Si浸渍C/C多孔体制备C/C-SiC多相复合材料进而发展起来的复合材料制备工艺。工艺包括三个基本过程：首先将碳纤维预制件放入密闭的模具中，采用高压冲型或树脂转移模工艺制备纤维增韧聚合物材料；然后在高温惰性环境中裂解，得到低密度碳基复合材料；最后采用熔体Si在真空下通过毛细作用进行浸渗处理，使Si熔体与碳基体反应生成SiC基体，过程示意图如图4所示。该工艺最大的优点为能够通过一次成型制备致密且基本无缺陷的基体，而且预成型件与构件之间结构尺寸变化较小，被认为是快速、低成本制备近净成型复杂形状构件的有效途径。可控的基体物质包含ZrC、HfC、TiC、TaC、NbC及Zr-Si-C、Hf-Si-C、Ti-Si-C等碳化物的混合物，在制备纤维增强瓷基复合材料方面优势明显[36]。

图4反应熔渗法过程示意图 Fig.4SchematicdiagramofprocessofRMI 各国对陶瓷基复合材料工艺都进行了详细的研究，其中日本拥有聚碳硅烷(PCS)和连续SiC纤维制备技术，主要开展PIP工艺制备纤维增强SiC复合材料的研究，特别是在SiCf/SiC复合材料制备上具有较高的研究水平；法国以CVI技术为主，且技术水平属国际领先；德国以RMI和PIP技术为主，特别是RMI技术世界领先；美国对PIP、CVI和RMI工艺均有研究，且均有较高的研究水平，特别是RMI工艺，已经成为GE公司陶瓷基复合材料制备的主流工艺[37]。

5CMCs在航空发动机上的应用情况

5.1在尾喷管部件上的应用 20世纪80年代，法国SNECMA公司采用商业牌号为“Sepcarbinox”的碳化硅基陶瓷复合材料进行外调节片的研制，先后在M53-2和M88-2发动机上进行试验。经过10余年的努力，于1996年进入生产，这是陶瓷基复合材料在此领域首次得到的实际应用。大大减轻了质量。2002年，SNECMA公司已经验证了其寿命目标，并开始投入批生产。同时，SNECMA公司也尝试将陶瓷基复合材料应用到M88-2发动机的承受很高热应力的内调节片上，以提高其使用寿命。图5给出了M88-2发动机的外调节片。目前，SNECMA公司与PW公司正在将SepcarbinoxA500CT喷管调节片转移到外场进行评估，并准备在F-15E战斗机/F100-PW-229发动机和F-16战斗机/F100-PW-229发动机上进行飞行试验，PYBBNA500CT密封片准备在F-15一体化飞行器先进控制技术(ACTIVE)战斗机验证机上进行飞行试验[38]。

图5M88-2发动机的外调节片 Fig.5OuteradjustmentsheetofM88-2engine 5.2在燃烧室部件上的应用

陶瓷基复合材料在发动机燃烧室火焰筒上的应用研究起步较早。早在90年代，GE公司和P&W公司的EPM(EnablingPropulsionMaterials)项目就已使用SiCf/SiC陶瓷基复合材料制备燃烧室衬套（见图6），该衬套在1200℃环境下工作可以超过10000h[39]。美国综合高性能涡轮发动机技术计划用碳化硅基复合材料制备的火焰筒（见图7），已在具有JTAGG（先进涡轮发动机燃气发生器计划）第I阶段温度水平的XTE65/2验证机中被验证：在目标油气比下，燃烧室温度分布系数低，具有更高的性能，可耐温1480℃[40]。在AMG研究计划中，日本科学家采用化学气相沉积(CVD)等工艺加工的连续纤维增强的陶瓷基复合材料燃烧室火焰筒，试验达到了1873K的出口温度，没有发现损伤[41]。

图6SiCf/SiC制备出的燃烧室衬套图7CMCs制备的火焰筒 Fig.6SiCf/SiCcombustorlinerFig.7CMCsinnerliner 5.3在涡轮部件上的应用

涡轮叶片工作在燃烧室出口，是发动机中承受热冲击最严重的零件，其耐温能力直接决定着高性能发动机推重比的提升。目前，国外多家研究机构已成功运用陶瓷基复合材料制备出耐高温的涡轮叶片。美国NASAGlenn研究中心研制的SiCf/SiC涡轮叶片（见图8）可使冷却空气流量减少15%~25%，并通过在燃烧室出口气流速度60m/s、6个大气压（约6×105Pa）和1200℃工作环境中的试验考核[42]。日本AMG计划研制的碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料涡轮整体叶盘叶片段，于1998年暴露在热燃气流中，进行了旋转试验，工作转速达到30000r/min，叶尖转速达到386m/s，燃气温度达到973K，没有发现任何振动和损伤[41]。图5展示的是陶瓷基复合材料涡轮叶片和高温合金叶片在110个热循环对比试验后的照片，照片中左侧为陶瓷基复合材料涡轮叶片，右侧为高温合金叶片。从图9中可以看出，经110次热循环后，高温合金叶片叶身前缘和后缘已被严重烧蚀，而陶瓷基复合材料叶片基本完整。由此可以看出陶瓷基复合材料制备的涡轮叶片比高温合金制备的涡轮叶片耐热腐蚀能力强[42]。

图8NASAGlenn研究中心制备的CMCs叶片 Fig.8CMCsblademadebyNASAGlennResearchCenter

图9CMC叶片与高温合金叶片热循环试验对比

Fig.9ThermalcycletestingpictureofCMCandhigh-temperaturealloyvane 6CMCs研究和应用中所存在问题

尽管陶瓷基复合材料性能优异，但是到目前为止其在航空发动机上的应用仍然非常有限。除材料性能有待于进一步提高外，还有几个需要重视的问题。

(1)技术突破。陶瓷基复合材料结构件的研发，涉及到纤维等原材料研发、预制体编织、基体致密化、材料的精确加工与装配、环境屏障涂层制备、无损检测及考核验证等多个环节[43]，各环节的关键技术均取得突破才能推动整个行业的进一步发展。

(2)制造成本。陶瓷基复合材料的高成本实际上已成为阻碍其发展的一个巨大障碍，因此材料的低成本制造技术将是今后的一个重要研究方向。要降低成本首先在原材料上要尽量选取已工业化批量生产的材料，在性能允许的范围内优先使用低价格材料。其次要尽量减少材料的后加工，陶瓷材料的后加工在其成本中占有很大的比重，因此，在制备过程中要选择适当的成形制造方法，以减少后加工量。

(3)可重复性。提高陶瓷材料的可重复制造性和可靠性，降低其缺陷敏感性和尺寸效应，也是今后的一项重要研究内容，这直接关系到陶瓷基复合材料制件的批量生产及其在实际结构中的大量应用。因此在制备过程中应严格按工艺要求进行，尽量减少不确定因素和随意性，避免材料成分出现偏析和产生大的缺陷。

(4)设计准则。目前陶瓷基复合材料制件的结构设计主要参照金属材料的设计准则，由于两者间性质相去甚远，这一做法已显得越来越不适应，在一定程度上制约了陶瓷材料的发展速度，因此有必要为陶瓷材料制定新的设计准则，以利于陶瓷材料的研究和应用。

7结束语

陶瓷基复合材料具有重大应用价值，它的工业化应用将对高温热机、航空航天工业和军事应用领域产生重大影响[44]。近年来，国内有很多科研单位和大学发表了陶瓷基复合材料方面的研究论文，这表明我国在陶瓷基复合材料研究领域已有一定的实力。但与美国、法国等西方先进国家相比，缺乏工程验证和技术集成的经验积累。CMCs无论在材料制备、性能分析和结构应用等诸方面都还存在问题。因此，目前国内仍需加强关于CMCs基础研究工作，改进工艺，降低成本，完善设计准则，加速CMCs在航空发动机上的应用。

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第二篇：陶瓷基复合材料的复合机理

陶瓷基复合材料的复合机理、制备、生产、应用及发展前景

1.陶瓷基复合材料的复合机理

陶瓷基复合材料是以陶瓷为基体与各种纤维复合的一类复合材料。陶瓷基体可为氮化硅、碳化硅等高温结构陶瓷。这些先进陶瓷具有耐高温、高强度和刚度、相对重量较轻、抗腐蚀等优异性能，其致命的弱点是具有脆性，处于应力状态时，会产生裂纹，甚至断裂导致材料失效。而采用高强度、高弹性的纤维与基体复合，则是提高陶瓷韧性和可靠性的一个有效的方法。纤维能阻止裂纹的扩展，从而得到有优良韧性的纤维增强陶瓷基复合材料。

1．1陶瓷基复合材料增强体

用于复合材料的增强体品种很多，根据复合材料的性能要求，主要分为以下几种。

1.1．1纤维类增强体

纤维类增强体有连续长纤维和短纤维。连续长纤维的连续长度均超过数百。纤维性能有方向性，一般沿轴向均有很高的强度和弹性模量。连续纤维中又分为单丝和束丝，碳（石墨）纤维、氧化铝纤维和碳化硅纤维（烧结法制）、碳化硅纤维是以500~12000根直径为5.6~14微米的细纤维组成束丝作为增强体使用。而硼纤维、碳化硅纤维是以直径为95~140微米的单丝作为增强体使用。连续纤维制造成本高、性能高，主要用于高性能复合材料。短纤维连续长度一般几十毫米，排列无方向性，一般采用生产成本低，生产效率高的喷射成型制造。其性能一般比长纤维低。增强体纤维主要包括无机纤维和有机纤维。

1.1.2颗粒类增强体

颗粒类增强体主要是一些具有高强度、高模量。耐热、耐磨。耐高温的陶瓷等无机非金属颗粒，主要有碳化硅、氧化铝、碳化钛、石墨。细金刚石、高岭土、滑石、碳酸钙等。主要还有一些金属和聚合物颗粒类增强体，后者主要有热塑性树脂粉末。

1.1.3晶须类增强体

晶须是在人工条件下制造出的细小单晶，一般呈棒状，其直径为0.2~1微米，长度为几十微米，由于其具有细小组织结构，缺陷少，具有很高的强度和模量。

1.1.4金属丝

用于复合材料的高强福、高模量金属丝增强物主要有铍丝、钢丝、不锈钢丝和钨丝等，金属丝一般用于金属基复合材料和水泥基复合材料的增强，但前者比较多见。

1.1.5片状物增强体

用于复合材料的片状增强物主要是陶瓷薄片。将陶瓷薄片叠压起来形成的陶瓷复合材料具有很高的韧性。

1.2陶瓷基的界面及强韧化理论

陶瓷基复合材料(CMC)具有高强度、高硬度、高弹性模量、热化学稳定性

等优异性能，被认为是推重比10以上航空发动机的理想耐高温结构材料。界面 作为陶瓷基复合材料重要的组成相，其细观结构、力学性能和失效规律直接影 响到复合材料的整体力学性能，因此研究界面特性对陶瓷基复合材料力学性能 的影响具有重要的意义。

1.2.1界面的粘结形式

（1）机械结合（2）化学结合陶瓷基复合材料往往在高温下制备，由于增强体与基体的原子扩散，在界面上更易形成固溶体和化合物。此时其界面是具有一定厚度的反应区，它与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的。

若增强体与基体在高温时不发生反应，那么在冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由此产生的径向压应力与界面剪切应力有关： =  ，为摩擦系数，一般取0.1~0.6。

1.2.2界面的作用

陶瓷基复合材料的界面一方面应强到足以传递轴向载荷并具有高的横向强度；另一方面要弱到足以沿界面发生横向裂纹及裂纹偏转直到纤维的拔出。因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最佳的界面强度。强的界面粘结往往导致脆性破坏，裂纹在复合材料的任一部位形成并迅速扩展至复合材料的横截面，导致平面断裂。这是由于纤维的弹性模量不是大大高于基体，因此在断裂过程中，强界面结合不产生额外的能量消耗。若界面结合较弱，当基体中的裂纹扩展至纤维时，将导致界面脱粘，发生裂纹偏转、裂纹搭桥、纤维断裂以至于最后纤维拔出。所有这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂韧性。

2.复合材料的制备与生产

陶瓷基复合材料的制备工艺主要有以下几部分组成：粉体制备、增强体（纤维、晶须）制备和预处理，成型和烧结。

2.1粉体制备

粉体的性能直接影响到陶瓷的性能，为了获得性能优良的陶瓷基复合材料，制备出高纯、超细、组分均匀分布和无团聚的粉体是很关键的。

陶瓷粉体的制备主要可分为机械制粉和化学制粉两种。化学制粉可获得性能优良的高纯、超细、组分均匀的粉体，是一类很有前途的粉体制备方法。但是这类方法或需要较复杂的设备，或制备工艺要求严格，因而成本也较高。机械法制备多组分粉体工艺简单、产量大，但得到的粉体组分分布不均匀，特别是当某种组分很少的时候，而且这种方法长会给粉体引入杂质。除此外，还可用物理法，即用蒸发-凝聚法。该方法是将金属原料加热到高温，使之汽化，然后急冷，凝聚成分体，该法可制备出超细的金属粉体。

2.2成型

有了良好的粉体，成型就成了获得高性能陶瓷复合材料的关键。坯体在成型中形成的缺陷会在烧成后显著的表现出来。一般成型后坯体的密度越高则烧成的收缩就越小，制品的尺寸精度越容易控制。陶瓷材料常用的成型方法有：

2.2.1模压成型

模压成型是将粉体填充到模具内部，通过单向或者双向加压，将粉料压成所需形状。

2.2.2等静压成型

一般等静压成型是指将粉料装入橡胶或塑料等可变形的容器中，密封后放入液压油或者水等流体介质中，加压获得所需坯体。

2.2.3热压铸成型

热压铸成型是将粉料与蜡（或其他有机高分子粘合剂）混合后，加热使蜡（或其他有机高分子粘合剂）熔化，是混合料具有一定流动性，然后将混合料加压注入模具，冷却后即可得到致密较结实的坯体。

2.2.4挤压成型

挤压成型就是利用压力把具有塑性的粉料通过模具挤出，模具的形状就是成型坯体的形状。

2.2.5轧模成型

轧模成型是将加入粘合剂的坯料放入相向滚动的压辊之间，使物料不断受到挤压得到薄膜状坯体的一种成型方法。

2.2.6注浆成型

注浆成型是基于多孔石膏模具能够吸收水分的物理特性，将陶瓷粉料配成具有流动性的泥浆，然后注入多孔模具内（主要为石膏模），水分在被模具（石膏）吸入后便形成了具有一定厚度的均匀泥层，脱水干燥过程中同时形成具有一定强度的坯体。

2.2.7流延法成型

一种陶瓷制品的成型方法，首先把粉碎好的粉料与有机塑化剂溶液按适当配比混合制成具有一定黏度的料浆，料浆从容器同流下，被刮刀以一定厚度刮压涂敷在专用基带上，经干燥、固化后从上剥下成为生坯带的薄膜，然后根据成品的尺寸和形状需要对生坯带作冲切、层合等加工处理，制成待烧结的毛坯成品。

2.2.8注射成型

陶瓷料粉与热塑性树脂等有机溶剂在注塑机加热料筒中塑化后，由柱塞或往复螺杆注射到闭合模具的模腔中形成制品的加工方法。

2.2.9泥浆渗透法

泥浆渗透法是先将陶瓷基体坯料制成泥浆，然后在室温使其渗入增强预制体，再干燥就得到所需的陶瓷基复合材料坯体。

2.3烧结

在高温下（低于熔点），陶瓷生坯固体颗粒的相互键联，晶粒长大，空隙(气孔)和晶界渐趋减少，通过物质的传递，其总体积收缩，密度增加，最后成为具有某种显微结构的致密多晶烧结体，这种现象称为烧结。陶瓷基复合材料基体常见烧结方法有普通烧结、热致密化方法、反应烧结、微波烧结和等离子烧结。

其中反应烧结是指粉末混合料中至少有两种组分相互发生反应的烧结。微波烧结是一种材料烧结工艺的新方法，它具有升温速度快、能源利用率高、加热效率高和安全卫生无污染等特点，并能提高产品的均匀性和成品率，改善被烧结材料的微观结构和性能，近年来已经成为材料烧结领域里新的研究热点。

2.4陶瓷基复合材料特殊的新型制备工艺

2.4.1熔体渗透

熔体渗透是指将复合材料基体加热到高温使其熔化成熔体，然后渗入增强物的预制体中，再冷却就得到所需的复合材料。

2.4.2化学气相渗透（CVI）

化学气相渗透（CVI）制备陶瓷基复合材料是将含挥发性金属化合物的气体在高温反应形成陶瓷固体沉积在增强剂预制体的空隙中，使预制体逐渐致密而形成陶瓷基复合材料。

2.4.3由有机聚合物合成由有机聚合物可以合成SiC、Si3N4，并可作为基体制备陶瓷基复合材料。通常是将增强

体材料和陶瓷粉末与有机聚合物混合，然后进行成型烧结。

3陶瓷基复合材料的应用

陶瓷基复合材料具有较高的比强度和比模量，韧性好，在要求质量轻的空间及高速切削的应用很有前景。

在军事上和空间应用上陶瓷基复合材料可做导弹的雷达罩，重返空间飞行器的天线窗和鼻锥，装甲，发动机零部件，专用燃烧炉内衬，轴承和喷嘴等。石英纤维增强二氧化硅，碳化硅增强二氧化硅，碳化钽增强石墨，碳化硼增强石墨，碳，碳化硅或氧化铝纤维增强玻璃等可用于上与上述目的。

陶瓷基复合材料耐蚀性优越，生物相容性好，可用作生体材料，也可用作制作内燃机零部件。陶瓷件复合材料可做切削道具，如碳化硅晶须增强氧化铝刀具切削镍基合金，铸铁和钢的零件，不但使用寿命增加，而且进刀量和切削速度都可大大提高。

5陶瓷基复合材料现状与发展前景

复合材料所面临的问题是：怎样把不同的材料有效地结合起来使某些性能得到加强，同时又把成本控制在市场可接受的范围。目前，只有少数CMC达到实际应用的水平，大多数尚处于实验室研究阶段，但从其具有的优异性能和研究状况来看，CMC有着非常广阔的应用前景。因而，对CMC的未来发展趋势作一预测是非常有必要和有意义的。

5.1为了保证陶瓷基复合材料性能的可靠，除了从工艺上尽量保证陶瓷基复合材料的均一性及完整性之外，对材料性能的准确评价也是一个很重要的问题。因此，无损探伤是一项急待开展的工作。

5.2由宏观复合形式向微观复合形式发展。目前应用最多的是纤维、晶须补强复合材料

补强剂尺寸较大属于宏观复合。所谓微观复合就是均质材料在加工过程中内部析出补强剂，（晶体）与剩余基体构成的原位复合材料或用纳米级补强剂补强的纳米复合材料。

5.3由结构复合向结构功能一体化方向发展。到目前为止，研究的陶瓷基复合材料基本上是结构复合型材料。将逐步向结构功能一体化方向发展，也就是复合材料既能满足力学性能的要求，同时还具有其他物理、化学和电学性能。

5.4从一元补强、双元混杂复合向多元混杂方向发展。用纤维、晶须或颗粒补强剂的陶瓷复合材料已经取得良好的效果，同时二种补强剂双元混杂的复合材料也取得了一定进展，将会向多元混杂的方向发展。比如在混杂的纤维补强剂中还可以加入颗粒填料二种以上的纳米颗粒同时弥散的复合材料，多元混杂有可能制备出超强度、超韧性的高性能陶瓷材料。

5.5由复合材料的常规设计向电子计算机辅助设计发展

参考文献

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第三篇：金属基陶瓷涂层在航空发动机涡轮叶片表面的应用

金属基陶瓷涂层在航空发动机涡轮叶片表面的应用

摘要

金属基陶瓷涂层是一种涂在金属表面，能够起到改变金属底材料外表面结构、化学组成的耐热无机保护层或保护膜的总称。它能赋予金属新的性能，起到了大量贵金属也不一定能起到的作用。既节省了资源和资金又便利了加工处理。本文主要从材料，制备方法，涂层特点以及前景几个方面来介绍金属基陶瓷涂层在航空发动机涡轮叶片表面的应用。

引言

陶瓷涂层是以碳化物、氮化物、氧化物、硅化物、硼化物、金属陶瓷和其他无机物为原料，通过各种不同的方法将涂层涂覆在金属等基材表面而赋予基材以耐热、耐蚀、耐磨以及某些光电特性的一种涂层，它主要起到高温防护作用。随着航空航天、电子等技术等行业的迅猛发展，近半个世纪以来，陶瓷涂层正得到迅猛的发展。美国在20世纪90年代的陶瓷涂层应用的年增长率连续保持在12%以上，有的领域，诸如航空发动机，它的应用年增长率甚至可以高达25%。这表明，陶瓷涂层作为一种新技术，在先进国家，正成为一种新兴产业。通过更多的研究发展，陶瓷涂层一定会得到更加广泛的应用。

航空技术的快速发展也对发动机涡轮的性能提高了要求，更加需要提高涡轮零部件的使用温度极限性以及可靠性。目前已从材料、结构、冷却、制造几个方面着手展开研究。经过各种权衡，目前最为可行的就是在涡轮叶片表面加上陶瓷涂层。使之既有金属的强度和韧性，又有陶瓷耐高温、耐腐蚀、耐磨损等长处。然而陶瓷对应力集中和裂纹比较敏感，抗疲劳性和抗热震性能也不佳，与金属基热导率和膨胀系数等的物理性能存在较大的差别，会导致裂纹出现和涂层剥落现象。

正文

1.金属基陶瓷涂层的发展现状

金属基陶瓷涂层的研究和生产，北美（尤其是美国）起步早，发展速度也快，其次是日本和欧洲。我国在这方面研究起步较晚。目前，金属基陶瓷已经成功的广泛应用于航天航空、国防、化工、机械、电力电子等工业，并且由于其既有金属的强度和韧性，又有陶瓷耐高温、耐腐蚀等优点，金属基陶瓷涂层受到越来越多的人的重视，它的应用范围越来越广泛，发展前景很广阔。2.金属基陶瓷涂层的制备技术

金属基陶瓷涂层的制备方法比较多，这里只讲几种常见的主要方法。第一种：物理气相沉积法（PVD法）

PVD法有离子镀法，溅射法，蒸镀法三种。离子镀法是用电子束使蒸发源 的陶瓷材料蒸发成原子，并被基体包围的等离子体离子化后，在电场作用下飞向基体形成涂层的一种方法。这种涂层均匀致密，且与基体良好的结合。溅射法是以动量为传递方式，讲陶瓷材料激发为气体原子，并溅射到对面金属基上沉积而成的的一种方法。蒸镀法，是用电子束使蒸发源的材料蒸发成粒子乘积到基体上的一种方法。第二种：复合镀层法

复合镀层法是在一定浓度镀液里均匀混入不溶的陶瓷微粒，通过电镀或化学镀，使陶瓷微粒被共析，成为金属陶瓷复合镀层的一种工艺。它是一种增强材料，可以作为在常温或高温下的耐磨抗蚀材料，也在航天，切削刀具等领域中有广泛应用。第三种：高温熔烧法

高温熔烧法是在常温下把涂料制成料浆，在均匀地涂覆在金属表面，最后经高温熔烧来获得陶瓷涂层的一种方法。这种方法的优点很多：设备简单，容易操作，涂层成分可调范围大，适应性强，修补方便。第四种：喷涂法

喷涂法最早由瑞士的M.U.Sehoop在1910年发明，在高温下将涂层材料融化及雾化，形成熔融或半熔融状态的粒子流，以极高的速度喷涂到金属表面的涂覆方法。喷涂法的优点是： 1）可喷涂的材料广泛，金属，陶瓷等以及其各种混合物都可以，还可以重叠的喷涂不同材料组成的涂层。2）被喷涂的构件尺寸不受限制，涂层厚度也可以自由选择。3）对被喷涂构件的热影响小，热变形小

4）喷涂设备简单，操作工序少，效率高，涂层形成速度快。其缺点是：利用率低，操作环境差，形成粉尘污染等。3.涡轮叶片的现状分析

3.1 叶片的热障涂层（TBC）

某些发达国家已经将对航空发动机涡轮叶片上涂覆高熔点陶瓷材料热障 涂层技术的研究成果应用在现实中。热障陶瓷涂层很好的利用了陶瓷材料的高绝缘和高绝热性，对涡轮热端部件起到很好的绝热屏蔽作用。根据实验测定：已经研究和应用的TBC，具有降低60—200℃温度的能力，大约相当于过去25年时间里研究的耐热合金所提高的温度总和。

制备TBC的主要材料是ZrO2,（由Y2O2，MgO，CeO，CaO和一些稀土金属稳定的ZrO2）具有高热膨胀系数，低热导率，优异的化学稳定性、抗高温氧化性和抗热震性。然而早期试验表明，若在基体表面直接涂覆ZrO2，在剧烈的热冲击影响下，由于涂层材料和基体材料热物理性能的不一致，将导致严重的裂纹，甚至使涂层过早的剥离。因此，需在涂层与基体之间加上一层粘结底层，使之良好的粘合在一起，在提高结合力的同时，还提高了抗磨损、防氧化性。粘结的底材料用的比较多的是MCrAIY合金（M为Ni或者NiCo）。

陶瓷涂层的制备一般采用等离子喷涂或者EB-PVD。等离子法喷涂的TBC涂层寿命不长，早期主要用于导向器的叶片上。而采用EB-PVD法制备的TBC陶瓷涂层结构为柱状晶，且柱状晶紧紧粘结在底层上，使用寿命更长。涂层光洁度高，抗高温燃气冲热和抗热震性能优异，即使在1650℃的高温下也能长期的使用。

粘结底层加陶瓷涂层的二元涂层结构在西方国家应用普遍，我国也采用了类似的方法。然而我国对TBC技术的研究才刚刚起步，还远远落后于部分西方国家，还有许多的问题需要研究和解决。3.2 涡轮叶片的修理

涡轮叶片的工作环境十分恶劣，因此，航空发动机涡轮叶片需采用十分昂贵，例如镍基和钴基高温合金材料并以十分复杂的工艺来制造，从而获得优异的性能。无故障性是衡量可靠性的参照，故障率与故障流参数是无故障性的重要指标。涡轮叶片修理前的处理与检测包括：1.清洗 2.无损检测 3.叶型的精确检测 涡轮叶片的修理技术有：1.表面损伤的修理 2.页顶的修复 3.热静压 4.喷丸强化 5.涂层修复

叶片应用涂层技术来提高其抗氧化，抗腐蚀，耐磨，耐高温和涡轮的启动效率，但使用过程中，叶片会出现不同程度的缺损。因此，对叶片的防护层修复非常之重要。一般要将原涂层剥离。重新涂覆新的涂层，以提高叶片工作的可靠性和安全性。

目前，在我国，航空发动机涡轮叶片的机上孔探检查已广泛使用，但叶片的先进修理技术应用不多，这与我国自己制造的发动机叶片材料并不十分昂贵有关。但也随着新型高性能发动机的研制生产，涡轮叶片的造价会大幅上升，因此，涡轮叶片检测和修理技术也有广阔的前景。4.涡轮叶片的发展前景

陶瓷比较脆，容易产生裂纹，抗疲劳性和抗热震性能也不佳，与金属基热导率和膨胀系数等的物理性能存在较大的差别，会导致裂纹的出现和涂层剥落的现象。为了解决这些问题，（1）可以研究一些多种陶瓷材料混合的复合涂层，例如通过加入某些稀土元素，稀土元素具有独特的物理、化学特性，只要加入微量，就可以获得非常显著的效果。（2）可以发展多层结构与连续梯度结构涂层。多层结构中的扩散阻碍层可以防止陶瓷层与粘结层之间的元素互相扩散，避免了涂层性能水平的下降。连续梯度结构的特点是金属粘结层和陶瓷层之间的化学成分或结构呈连续性过渡，金属基与陶瓷间的界面因此消失，各部分的热膨胀系数也连续变化，由此避免基体和陶瓷层的热膨胀系数不相符进而导致的热应力，可以彻底的解决陶瓷涂层提早剥离的现象。

结束语

在涡轮叶片表面涂覆金属及陶瓷材料，提高了叶片的耐热温度，可以提高发动机的性能，并且大大提高了安全性，然而这种技术还处于发展阶段，但就目前的发展情况来看，这种方法是可靠的。金属基陶瓷涂层不但同时具有金属和陶瓷的双重优点，并且大大节省了资金。但是也存在着涂层与基体粘结强度不够，以及涂层和基体的热物理性不相匹配的问题也还没有得到完全的解决，故而，这项技术要更好的应用于航空涡轮叶片中，还需要更多的探索与发展。相信在不久的将来，我国会在这个方向取得更大的发展，届时，金属基陶瓷涂层还将给我们带来更多的福音。

参考文献

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第四篇：商用航空发动机陶瓷基复合材料部件的研发应用及展望

商用航空发动机陶瓷基复合材料部件的研发应用及展望

商用航空发动机是航空产业的重要支柱，随着气动热力学、结构力学和材料科学的飞速发展，大涵道比涡扇发动机向着低油耗、低排放、低噪声、易维护、高可靠、长寿命等高效能方向发展，已成为先进商用航空发动机的研发目标。基于大数据挖掘，在不改变涡扇发动机现有布局的前提下，要达成上述性能指标，依靠创新材料和新颖构型成为根本性的解决途径。

近半个世纪以来商用航空发动机技术，尤其是燃烧室技术的进步，发动机的推重比得到了显著提高，飞机的性能因此得以大幅提升。随着终端用户对飞行航程和速度要求的不断提高，对发动机高推力、高推重比要求的同时，减少NOx和CO排放等环保指标也越来越苛刻，导致发动机的增压比、涡轮前温度、燃烧室温度以及转速也必须不断提升。就材料而言，当前高效航空发动机喷射出高热气体——足以达到传统钛合金、镍基高温合金使用温度的极限，现有合金材料方案无法完全满足下一代先进发动机设计对耐热的需求，在实际应用中，不得不对高温部件采取气冷以及热障涂层防护等措施。但冷气的应用一方面会减少燃烧空气，降低发动机燃烧效率；另一方面，使部件结构复杂化，不仅增添了加工难度，且研制和维护费用也随之提高。

高性能航空发动机追求不断提升涡轮前温度，对热端部件用材的高温强度、抗腐蚀性及抗氧化性能要求也越来越高，推重比15～20发动机的涡轮前温度将达到1927℃/2200K，耐温高、密度低、有类金属的断裂行为、对裂纹不敏感、不发生灾难性的损毁等优异性能的陶瓷基复合材料（Ceramic Matrix Composite，CMC）取代高温合金，满足热端部件在更高温度环境下使用，不仅有益于大幅减重，还可节约冷气甚至无需冷却，从而提高总压比（Overall Pressure Ratios,OPR），实现在高温合金耐温基础上进一步提升工作温度400~500℃，结构减重50%~70%，势必成为高推比航空发动机的关键热结构用材[1]。

陶瓷基复合材料由连续纤维增韧补强陶瓷基体，具有低密度、高硬度、耐热和耐化学气氛，加之其固有的性能，在广泛的领域，如航空发动机热端结构件、尾喷系统以及内燃机应用中，被视为取代高温合金、实现减重增效 “升级换代材料”之首选。

商用航空发动机与军机不同，更注重长寿命、高可靠性、易维护、环保型、经济性等指标，通过采用更多新材料、新结构、新工艺，同时满足严格的适航认证，才能投入商用。

陶瓷基复合材料在大涵道比商用航空发动机的应用已呈快速增长趋势，被认同为高新技术，是反映一个国家航空航天高端制造业水平、关系国家安全的新型战略性热材料。CMC历经30余年的研发，已开始进入商业市场，以空客为例，从A320到A320neo的飞发换装，借助CMC在内的复合材料应用，有望提高发动机燃效15％。我国大客发动机动力处在追赶先进的研制阶段，不远的将来，将推出装配具有自主知识产权CMC部件的国产长江系列商用航空发动机。

商用航空动力之争——先进发动机

波音和空客是国际著名飞机制造商的两大巨头，几乎垄断了中、大型商用飞机的国际市场。在新一代窄体机中，除了波音737MAX、空客A320neo之外，近年还接连涌现了中国商飞C919，巴航工业E-Jet E2、庞巴迪C系列和俄罗斯MS21等新生力量。

目前商用航空发动机市场基本由GE、P&W、R-R和CFM垄断，俄罗斯和中国在积极努力参入，该领域的技术进步直接推动着整个航空业的升级换代。

其中，CFM是GE和SAFRAN（法国赛峰）集团旗下SNECMA（斯奈克玛）公司对半合资成立的公司，已向波音和空客提供了2.5万余台中型客机用喷气发动机。其经典之作CFM-56是全球装机最多的一款发动机产品，堪称传奇。针对新支线的换装，将推出LEAP（Leading Edge Aviation Propulsion）作为替代产品参与竞争，并将成为CMC应用的首款商用航空发动机面世[2]。

空客于2010年12月1日正式启动A320neo项目，该项目与波音稍后启动的737MAX项目一样，重点是换装新型发动机。与737MAX不同，A320neo有两款备选发动机，分别是P&W的PW1100G-JM和CFM的LEAP-X1A。

事实上，只有A320neo项目有两款发动机型号供选择，其他客机项目都只选择了唯一的发动机供应商：庞巴迪C系列、三菱重工MRJ、伊尔库特MS-21和巴航工业下一代E-Jets选择了PW1000G系列，737MAX和中国商飞的C919则选择了CFM的LEAP-X发动机。

因此A320neo的发动机是P&W和CFM唯一针锋相对的市场，总计近2500架的庞大订单也给这场动力之争增添了更多火药味。起始于20世纪80年代的窄体客机的动力之争，伴随着多年来的技术发展，比拼已进入一个全新的阶段。CFM和P&W选择了两条不同的技术升级路线。PW1100G-JM以齿轮传动见长；LEAP-X则在复合材料应用上下足功夫，也成就其一大亮点。PW1100G-JM发动机采用传统的金属材料制造，而LEAP-X发动机则凭借采用更多复合材料应对。相比现役发动机，尽管LEAP-X和PW1100G都大幅增加了风扇尺寸和涵道比，但CFM公司把更多精力放在发动机热效率的提高上，P&W公司则着重提高发动机的推进效率。两家都宣称，自己下一代发动机比现役A320产品的油耗将降低15%。按每加仑2.5美元计，每架飞机一年就可节省百万美金的航油费，换发效益可观。CFM公司和P&W公司各凭借其“二十年磨一剑”的技术优势开启了未来数十年的竞争，目前两家斩获的发动机订单数量基本上旗鼓相当。

CMC——陶瓷基复合材料

传统概念的陶瓷材料通常易碎、脆性大及可靠性差，不适合发动机应用。为了工程应用需克服其固有的致命弱点，人工创新出CMC这种全新的复合材料，它基于陶瓷组分，采用高强度、高弹性的纤维与成分相同或相近的基体复合，纤维用以阻止材料中裂纹的扩展，从而改善韧性，实践证明已成为提高CM可靠性的一个有效方法。复合后的陶瓷材料兼具优良的强度和韧性，强韧化方式有“纳米晶粒增韧”、“原位自生增韧”、“仿生结构增韧”和“增强体增韧”4种[3]。

替代高温合金作为发动机高温结构部件用材料，CMC具有诸多优势：（1）SiC/SiC密度为2.4~2.6g/cm3，仅相当于高温合金1/3程度，可有效降低结构重量；（2）耐温、能承受更高的工作温度，减少或省去冷却气体，从而提升涡轮效率；（3）可减少为降温而设置的附加结构，简化发动机结构设计；（4）因为冷却气流更少和燃烧室温度更高，燃烧将更为充分，排放气体中的CO和NOx的量更少，尾气更为洁净；（5）叶片可以有更高旋转速率，有益于更大推力；（6）高比强、高比模、高硬度、耐磨损、耐腐蚀；（7）高温抗氧化、抗烧蚀，具有高温热稳定的耐久性能；（8）热膨胀系数、热导率高，纤维和基体间热应力小。

因此，对裂纹不敏感，可避免灾难性损毁等优异特性的CMC，能实现更长的使用寿命，被认定为21世纪航空航天等高温部件最有希望的应用材料，成为航空发动机应用的一个发展趋势。

依所用陶瓷基体不同，CMC一般为氧化物基及非氧化物基两大类。CMC组元纤维的化学成分多采用与基体相同或相近的材料构成。氧化物CMC，增强材料采用氧化物纤维，基体材料多为高熔点金属氧化物，常用基体有氧化铝（Al2O3）、钇铝石榴石（YAG）、氧化锆（ZrO2）等；非氧化物陶瓷基复合材料，主要采用陶瓷纤维（C或SiC）和纤维增韧补强SiC材料（C/SiC或SiC/SiC）两种。尤其是SiC/SiC，不但保持了SiC陶瓷优异的高温力学性能和良好的抗氧化性能，还克服了韧性差等致命弱点。氧化铝基纤维主要优点是抗氧化，缺点是抗蠕变性差；碳化硅陶瓷纤维则具有良好的综合性能，但使用温度有待进一步提高。

CMC典型的制备方法有：化学气相浸透（Chemical Vapor Infiltration，CVI）法、先驱体浸渗热解（Polymer Impregnation and Pyrolysis，PIP）法、浆料浸渍结合热压（Slurry Impregnation and Hot Pressing，SIHP）法和反应性熔体渗透（Reactive Melt Infiltration，RMI）法等。其中CVI法可用于基体、界面层和表面涂层制备；RMI工艺通过熔融的Si或气态Si渗入有适当孔隙的陶瓷纤维预制体内部，通过Si 和C反应形成SiC基体，对控制部件内空洞缺陷发生、达到致密、实现低成本制备有益。

采用CVI、PIP工艺，可获得无残留Si的CMC材料，但致密度难以达到90%以上（气孔率低于10%），制备的部件多用于航天领域服役时间短或军机的尾喷部件；而服役长寿命的航空发动机热端部件，需达到98%以上致密度，同时消除残余Si以确保抗蠕变性能，通常采用上述工艺与熔渗（RMI）相结合，所获得的CMC耐温水平高，较比当前通用的高温合金“单晶+涂层+冷却”组合，其耐温能力提升400℃以上，已成为新一代航空发动机用材的趋势选择。世界各技术先进国家都把它为推动航空发动机重大进化作用的高新材料，而加以重点开发和应用。

连续纤维作为一种“增强体”，能最大限度地抑制陶瓷缺陷的体积效应，有效偏折裂纹、消耗纤维拔出的断裂能，从而发挥纤维增韧和补强作用，强韧化效果最好。所形成的连续纤维增韧补强陶瓷基复合材料（Continuous Fiber Ceramic Matrix Composite，CFCC）从根本上克服了陶瓷脆性大和可靠性差的弱点，加之自愈合组织形成和应用，使其具备有类金属的断裂行为，对裂纹不敏感，不致发生灾难性损毁等特征。优异的强韧性使其成为新型耐高温、低密度热结构材料发展的主流，连续纤维增韧碳化硅CMC是目前研究最多、应用最广泛的CMC材料，在航空发动机领域具有广阔的应用前景[4]。

应用于航空发动机热端部件，高温和腐蚀性环境会对CMC造成损伤，进而降低其性能。需要通过在其表面涂覆环境阻隔涂层（Environmental Barrier Coating，EBC），以阻隔材料组分与外部破坏性因素的反应，进而延长CMC使用寿命。EBC材料组分主要是金属氧化物或无机盐类化合物，通常有YSZ（ZrO2+8%Y2O3）、钡长石、莫来石+BSAS/Si等[3]。

由连续纤维补强增韧陶瓷基体复合成材的“混搭”，类似于“钢筋+混凝土”组合，连续的陶瓷纤维根据需要，可编织成1D（一维）、2D（二维）、以至3D（三维）的“钢筋”骨架（纤维预制体）、“混凝土”则为骨架周围紧密充填的陶瓷基体材料，这使其具有高比模、耐高温、抗烧蚀、抗粒子冲蚀、抗氧化和低密度等优点，且强度特别是韧性相比单相陶瓷的应变容限大大提高，维持高强度的同时也获得高韧性。实现减重的同时具备优良的耐涡轮前温度性能，减少冷气量，进而大幅提升发动机工作效率。成为1650℃以下长寿命（数百上千小时）、1900℃以下有限寿命（数分到数十分钟）和2800℃以下瞬时寿命（数秒至数十秒）的热结构/功能材料。

严格化学计量比的SiC陶瓷纤维具有低密度、抗磨损、高基体强度和最高耐温特性；氧含量低于2%的SiNC纤维50~500丝束，可有效提高1350℃/2462℉温度下的抗蠕变和化学稳定性。优质纤维复合的CMC有利于展示最高耐温能力和源自其基体的力学性能，将作为航空发动机涡轮热端部件发挥效能[2]。在喷气发动机进化史中，涡扇发动机材料耐温能力平均每10年以10℃/50℉速度提升。而按照GE预测，未来10年单就CMC部件应用一项，发动机耐温能力就将改善66℃/150℉，效果相当显著[2]。

CMC面向航空发动机应用的研究积累

在纤维用于制备航空发动机构件的选型上，美国做出了最为广泛的研究。1994年，NASA的EPM（Enabling Propulsion Materials）项目选择SiC /SiC作为HSCT（High Speed Civil Transport）发展的最佳材料系统，开展了SiC纤维、纤维涂层和基体组成的组合工艺优化等研究。之后，CMC成为了航空发动机设计与制造商所青睐的航空发动机高温部件（如涡轮静子的导向叶片、涡轮转子叶片、燃烧室和尾喷部件等）的重要候选材料，并取得突破性进展[4]。

CMC的应用在提高推重比、提高使用温度、简化系统结构等方面可带来显著效益。对于航空发动机长寿命CMC热端部件的开发，世界各国家已竞相投入资源展开研发。

从20世纪80年代中期开始，NASA就已开展CMC技术研究，从先进高温发动机材料技术（HITEMP）项目开始，实施过IHPTET、UEET、VAATE等大型项目，重点研究了先进材料与结构，其中用于航空发动机的CMC高温部件是攻关重点[1]。

在IHPTET计划第2阶段的ATEGG验证机XTC76/3上，GE联手Allison公司使用从EPM（Enabling Propulsion Material）项目中获得的材料，开发并验证了Hi-Nicalon纤维（占40％）增强CMC燃烧室火焰筒。该燃烧室壁可耐温1316℃/1589K，并与由Lamilloy结构材料加工的外火焰筒一起组合成先进的柔性燃烧室。IHPTET计划第3阶段在ATEGG验证机XTC77/1上，GE与Allison一道开发了CMC燃烧室3D模型，验证了空心叶片。燃烧室3D模型采用正交各向异性材料特性，改进了热力和应力分析。与典型的镍基高温合金的静子叶片相比，减重50%，冷却空气量减少20%[5]。

在IHPTET计划第3阶段的JTAGG（联合涡轮先进燃气发生器）验证机XTC97上，霍尼韦尔（Honeywell）和GE公司考核验证了CMC高温升燃烧室。该燃烧室在目标油气比下保持较小分布因子数据[5]。

在超高效发动机技术（UEET, Ultra Efficient Engine Technology）项目中，材料和结构是其攻关重点。拟实现起飞与着陆距离缩短70%、NOx排放降低70%、油耗与成本下降8%～15%等目标。而CMC作为燃烧室火焰筒和涡轮静子叶片的关键材料，占材料和结构研究总研制费用近30%[1]。

通过多用途、经济可承受的先进涡轮发动机（VAATE）项目研究，开发和验证了CMC燃烧室等技术，基本实现“减排增效”目标。GE公司在TECH56计划下开发的CMC燃烧室，考核验证了提供较大温升且冷气用量减少等性能。

在GE公司角逐用于窄体客机的下一代发动机LEAP-X中，CMC将作为关键验证项目，同时也计划在GEnx型号上采用陶瓷基复合材料燃烧室火焰筒。

在高速研究（HSR）项目中，EPM作为子项目，重点研究了CMC燃烧室火焰筒技术;在1205℃/1478K、大于9000h的热态寿命下，仍保持13.78MPa的应力水准；燃烧室扇形段试验已考核其具有200h，践行了如下开发策略[6]。

（1）在代表飞机任务循环的工作状态下进行发动机试验，验证1205℃/1478K条件下，CMC燃烧室火焰筒的耐久性；（2）提高CMC和EBC的耐温能力，研制1482℃/1755K和1649℃/1922K体系，以大幅减少甚至取消燃烧室火焰筒的气膜冷却，进而扩展CMC的应用范围。目前，通过以下途径，明显提高CMC的耐温能力，并开展热态工作300~1000h下提高其承载能力研究条件：

（1）改进工艺，减少或除去影响CMC蠕变性能的因素；（2）改进SYLRAMICTM 纤维热处理表面，提高抗蠕变性能；（3）采用类似于Hi-NicalonTM的SiC纤维；（4）通过优化工艺，降低复合材料特性值分散度，在开发1482℃/1755K 用CMC基础上，同时研发和验证1649℃/1922K CMC体系的可行性。

GE明确将CMC作为未来发展的核心技术，多年来持续投入和研发CMC工艺技术，通过合纵连横开拓美国内外的产学研资源，在CMC研究与应用领域奠定了领导地位，作为标杆值得后来者借鉴。为此，联合法国SNECMA、日本IHI和德国MTU，开展大量协作和部件试制、考核试验，对CMC材料做了数千小时的测试，于2003年就已将CMC材料用在工业燃气轮机上，已服役超过48000h。从燃机用涡轮外环、燃烧室内衬工程化应用中，确认CMC的技术成熟度已足以应用到航空发动机核心部件。

GE公司报道了耐温1205℃/2200°F、减重70%的CMC低压涡轮导向叶片的关键性试验以及在F414军用发动机上进行了CMC材料涡轮转子叶片试验，拟应用到GE9X发动机的高压涡轮二级转子叶片。

R-R联合GE公司将CMC应用于发动机F136（配装F-35）的涡轮导向3级导叶上[7]，耐温可达1200℃，重量比传统高温合金部件明显减轻（大约只有镍合金的1/3和钛合金的1/2）[8]。

在FAA与NASA牵头的CLEEN（Continuous Lower Energy, Emissions and Noise）项目中，波音公司承担CMC声学尾喷（Acoustic Nozzle），R-R公司则负责CMC 涡轮动叶外环组件（Turbine Blade Tracks）[9]。NASA在ERA（Environmentally Responsible Aviation）项目和其他航空发动机计划中，在燃烧室、涡轮叶片和尾喷管等应用CMC，以减少发动机油耗、NOx 排放和降低噪音。其中，R-R 承担CMC 尾喷管的研制工作[10]。

GE公司在NASA的N+3先进发动机项目中，对2030~2035年将投入运营的高效安静小型商用发动机也参与了预研。在该项目中，除整体碳纤维风扇导向器/前机匣、复合材料风扇叶片和复合材料风扇机匣、全复合材料整体短舱等外，还包括采用新一代CMC的燃烧室、高压涡轮叶片、低压涡轮叶片和高压涡轮外环和整流罩等研究[6]。

20世纪90年代，为解决上一代基体/纤维之间的热解碳界面氧化损伤所造成的寿命短等问题，SNECMA公司研究了自愈合基体技术，开发出新一代SEPCARBINOXR A500和CERASEPR A410产品[5]。

NASA与美国联邦航空管理局（FAA）合作开展的CLEEN（Continuous Lower Energy，Emissions，and Noise）着重“持续降耗、减排和降噪”目标，聚焦在结构件和新技术以降低发动机油耗、排放和噪音。历时5年在CMC涡轮导叶制备及声学优化尾喷嘴方面取得了技术进步[9]。

2013年1月NASA利用R-R的Trent 1000发动机台架加速试车考核了该CMC尾椎，如预期实现了73h，未发生热或结构应力问题。

此外，P&W还联合MTU和IHI（日本石川岛播磨重工）开发新型发动机。

欧洲的陶瓷基复合材料技术以法国的CVI和德国的熔渗硅（Liquid Silicon Infiltration，LSI）工艺为代表。其中法国SNECMA公司和美国合作，共同研发了推力矢量CMC密封调节片，并正式装机，经1000h考核均未发现破坏迹象；德国进行了CMC燃烧室内衬的对比试验，在Kl?ckner Humboldt Deutz T216型燃气发动机经10h试验后，CVD-SiC涂层C/SiC火焰燃烧室出现了C/SiC基材和涂层之间的分层剥落，而CVD-SiC涂层C/C火焰燃烧室未出现损坏，SiC/SiC火焰燃烧室则由于自身具有良好的抗氧化性能，经受住90h的试验而无损坏。试验考核也表明：采用CVI工艺的 SiC/SiC的液体火箭发动机燃烧室壁及喷嘴，可经受累积高达24000秒点火考核和400次热循环。

日本政府1989年通过执行为期8年的“超大型耐环境先进复合材料规划”，其目的是确定以航天航空、能源为主的各领域所需的高温环境下具有耐热、高比强度、高比模量、耐氧化性等优异性能先进材料的基础技术，开发成功SiC基CMC，一跃成为当今通用级和尖端应用级SiC纤维最大出口国，法国、美国等CMC用SiC纤维基本都依靠日本供应。日本的两家实验室、4家企业，从1999年参与ESPR项目研究，参与国外的PWA、GE、R-R和SNECMA等领先发动机供应商组建建设的联合队伍，设计并试验了CMC燃烧室和涡轮部件。以IHI为代表的日本产学研机构分别在美、欧申请专利，介绍了陶瓷基复合材料应用件的制备和应用情况。他们采用CVI+PIP 工艺制备SiC/SiC火箭发动机推力室，并完成了热试车考核，推力室的最高工作壁温为1424℃。

俄罗斯CIAM也在瞄准国际先进，开展了CMC燃烧室部件的试制和考核工作。

涡轮叶片工作在燃烧室出口，是发动机中承受热冲击最严重的部件，其耐温能力直接决定着高性能发动机推重比的提升。CMC对减轻涡轮叶片重量和降低涡轮叶片冷气量意义重大。国外近期应用目标是尾喷管、火焰稳定器、涡轮外环等；中期目标在低压涡轮静子和转子叶片、燃烧室、内锥体等应用；远期目标在高压涡轮静子和转子叶片、高压压气机和导向叶片等应用，显示出明显的减重效果、提高温度、大幅减少冷却气量等，但是涡轮叶片的使用寿命尚短，有待深入研究[3]。

目前，多家国际研究机构已成功研制出CMC涡轮叶片，美国和法国以推重比8~10航空发动机为演示验证平台，对尾喷管、燃烧室和涡轮三大单元进行了大量考核。

我国从20世纪80年代开始，就有张立同院士领导的西北工业大学研发团队，以及国防科大、中航复材和上海硅酸盐研究所等先后跟踪国际前沿启动研发工作，在CMC基础及应用领域持续耕耘，技术与制造水准跻身国际先进行列，具备构件研制、工程化和小批量生产能力，技术与国际水平相当，在部分领域甚至领先于国际水平，工程产业化差距正在缩小。

综上所述，为拓宽CMC在商用航空发动机热端部件上的应用，未来还需进一步完善如下关键技术：高温工况下稳定的高性能陶瓷纤维、匹配良好的纤维防护涂层、批产成熟的CMC高致密度复合工艺、自愈合功能组织以及EBC涂层等。

CMC在商用航空发动机中的应用进展

国外航空发动机上应用的复合材料正在从低温向高温，外部冷端向内部热端，军机尾喷系统向商用涡轮、燃烧室方向推进，显示出相当大的应用潜力。美国GE和法国SNECMA公司在CMC的研究及应用领域处于世界领先地位，CFM公司更将CMC应用作为未来核心竞争力来重点开发，已制备或通过试验的部件主要有：燃烧室内衬、燃烧室火焰筒、喷口导流叶片、涡轮导向叶片、涡轮外环及尾喷相关部件等，奠定了CMC构件迈向商用发动机应用的基础。

美国在CMC应用于航空发动机领域做了大量的研究积累工作，NASA和GE研制的CMC密封片/调节片已实现产品化，应用到F100、F414、F110、F119等军用发动机上，装试燃烧室火焰筒的CMC内衬也已通过全寿命考核验证，进入应用阶段。有报导称，GE 公司利用F414 军用发动机开展CMC 材料涡轮转子叶片的关键性试验，并明确将该CMC 应用到下一代GE9X发动机高压涡轮二级转子上。

CFM应用在LEAP-X发动机上的复合材料技术，除典型的3D编织碳纤维增强树脂基复合材料（CFRP）风扇叶片和风扇机匣（图1），以及氧化物CMC尾椎外，就是CMC用在最具挑战性的核心热端部件。CFRP采用传递模塑（RTM）工艺制造；尾椎采用的是3M公司的Nextel610氧化铝纤维增韧补强铝硅酸盐氧化物基体CMC。后者是现今为止最大的氧化物CMC部件，外部套环直径约1.6m/5.25英尺、长度约1m/3英尺，位于其内部的尾椎端到端部长约2.1m/7英尺，是CMC应用领域具有标志性成果。

商用航空发动机方面，法国SNECMA公司首开CFM56-C用CMC混气锥应用，耐温超过700℃的同时，可实现减重35%。2011年启动地面和飞行测试，已在空客A320上通过700个发动机循环，包括200h发动机试车和70h试飞，计划于2014~2015年取得法国适航认证，为空客A380、A400飞机提供引擎动力。

将CMC用于发动机，对以镍基为主导的结构设计可实现减重、减少冷气用量，使油耗降低、燃烧性和持久性改善，使发动机运行到更高推力、更高效率。发动机上高压涡轮一级外环主要用来控制高压涡轮叶片和机体的间隙，承受从发动机燃烧室出来的高温高压气体，是整个发动机工作环境最恶劣的固定部件之一。如果采用传统的镍基合金外环，由于其耐温不及CMC，需使用原本用来产生推力的高压空气进行冷却，分流了冷气量，影响到发动机效率发挥。在LEAP-X发动机上应用该CMC部件，每一CMC环块单元重约1Kg，仅相当于镍基高温合金的1/3，整个外环减重达数百磅，使得高压涡轮效率和耐久性大幅提高，推力改善10%；此外还应用了经过验证的CMC低压涡轮导向叶片，采用了新气动设计结构和减震机构，重量为传统合金件的1/2以下，耐温1200℃以上，且无需冷却，便于成形加工。LEAP-X发动机的涵道比达10~11，相当于CFM56发动机的两倍，CFRP和CMC复合材料的应用，更有效地降低噪声并提高推进效率。据CFM公司消息，已完成多台核心机、验证机的考核工作，测试考核超过两万多小时，部件性能结果超过预期，LEAP-X发动机拟于2016年装配商用客机首飞。

复合材料在现代航空发动机上的应用数量日益增多，GE公司在此领域一直处于领先地位。该公司率先应用复合材料技术在新一代商用发动机GE90上，实现了更轻、燃油效率更高，风扇叶片在服役中表现优异，运转效率更高、噪声更低等性能方面取得成功，随后在GEnx发机和LEAP-X发动机上应用了更多的复合材料。

波音研究与技术中心开发的声学喷嘴可提升发动机性能至更静、更轻和更高效。喷嘴按设计要求寿命需达到55000h，模拟预测表明持续服役时间会超过预定指标[7]。

R-R通过收购的位于美国加州的Hyper-Therm HTC Inc.公司，CMC生产C/SiC和SiC/SiC，寄希望对现有单纯依靠高温合金单晶叶片的发动机在重量和性能上带来变革[7]。

P&W当前出于“成本与可靠性”考量，主要聚焦在“先进冷却”技术的突破，也将CMC具有的提高燃油效率的潜在能力列入其发展目标。

SNECMA公司生产的密封/调节片已装机使用10余年，结果表明其抗疲劳性能优于高温合金，减重50%。基于连续纤维增韧补强陶瓷基复合材料的优良特性，在新一代的LEAP-X中型发动机采用CMC低压涡轮，提高其耐热性，实现了轻量化。

IHI通过推进CMC技术工艺开发，承制了新一代CMC低压涡轮导向叶片高温部件，耐温可达1300℃，加之减重效果，发动机的燃效有望进一步提高10％，计划于2020年实现商用，作为空客A320neo的后续换发，以及有望于2019年投放市场的波音777后续机型上应用。

目前，美国和法国以推重比8~10航空发动机为演示验证平台，对涡轮、燃烧室和喷管进行了大量考核。据悉，美国研制的燃烧室构件已通过工程验证，最高考核温度为1200℃，累积考核时间达15000h。通过了全寿命5000h和高温段500h测试，即将进入应用阶段。美、法作为CMC应用到航空发动机的先进国，在长达30多年的研发及应用实践中，积累了丰富经验，已达到相当高的技术水准，形成了较为完备的工业技术体系和产业配套能力。

GE公司已将CMC列为其未来发展的核心技术之一。就像此前将GEnx的新技术应用到CF6发动机上一样，随着CMC技术进步，也将逐步应用在配套波音787和747-8的GEnx发动机上，并在GE和CFM的新一代发动机上全面推广。随着NASA的N+3先进发动机项目成果的实施，复合材料的应用将达到一个新的水平。据悉，国外的CMC材料已成功应用到高推重比的军用航空发动机燃烧室中。GE公司坚信，如同树脂基复合材料在“梦想”787应用引起的技术革新一样，应用于发动机热端部位的CMC也会引领商用发动机材料技术新的进化。

经过30多年的不懈努力，CMC已在航天运载火箭结构件、航空军机整流和尾喷系统获得良好的应用，在商用航空发动机领域应用研发也初见成效。通过复合材料的应用，近50年来商用飞机的油耗指标几乎下降了1/2。随着各国争先对工艺技术研发的重视，以及对批产制造产业化投资的扩大，CMC商用的爆发增长拐点已经到来。

在CMC研发应用领域，我国与国际先进水平相比仍存较大差距，在技术成熟度提升、工程化和产业化方面尚需努力，致力自主创新，必须在工程化阶段破解好“五化“工程应用技术课题：一体化、纯净化、致密化、平滑化和梯度化挑战，夯实CMC应用于航空发动机部件批产化基础，构建CMC产品“材料-工艺-设计”一体化能力，从结构、功能和表面完整性等方面确保长寿命和高可靠性的产品早日走向商用。

CMC面向商用航空发动机产品的机遇与挑战

CMC作为一种新型材料，通过相应的新结构设计，运用到商用航空发动机制造时，需要进行大量实测评估、试验考核，以确保产品的安全和可靠性、满足适航要求。

美国的CMC应用领先离不开诸多创新型高科技企业的支撑，诸如以MATECH、ATK和COI Ceramics Inc.等高科技企业作为创新主体的CMC产业链初具规模。

研发力求稳定CMC性能和增加陶瓷纤维（氧化物和非氧化物）产量，各供应商基于成熟的定型工艺，已从全尺寸的演示、试制件考核中获得良好的评价结果。

作为新的发动机用材，基于CMC风险因素考量，CFM先期仅在固定部件上应用，现有技术成熟度可满足固定部件的可靠性要求，未来CMC材料还将用在发动机的更多部件上。CMC还存在若干阻碍其商用推广的问题需要解决：

首先，CMC材料性能数据短缺、设计应用经验不足，需要开发特定应用环境下寿命评估方法的及必要的软件工具。

由于纤维增强CMC结构强度具有很大的随机性，作为航空发动机的高温部件无法采用常规金属部件惯用的安全系数等确定性设计方法，有必要采用概率设计方法，进行可靠性分析。同时，还要重视CMC材料标准、性能数据、寿命评估方法与工具等体系方面的积累，建设基于CMC数据库支撑的评价方法，形成一套完整、经过验证的CMC适航符合性设计与验证技术体系。

依据中国民用航空发布的新版《航空发动机适航规定》[11]，CMC作为商用航空发动机用用的新材料，需要满足第33.15条的规定：发动机所用材料的适用性和耐久性必须满足下列要求：（1）建立在经验或试验的基础上；（2）符合经批准的规范（如工业或军用规范），保证这些材料具有设计资料（数据）中采用的强度和其他性能。

其次，CMC 部件的制造费用仍高出传统高温合金数倍，成本偏高，需在确保质量的前提下，实施精益制造，改进加热温度、升温时间、降温周期等来控制工艺各周期中化学组分的变化，通过缩短循环周期等优化批量生产工艺来有效降低成本，实现最佳效益。今后，如何运用CMC提高航空发动机性价比，是在商用航空发动机普及应用该先进材料的一大挑战。

再则，发动机构件工况苛刻，某些部件需暴露于高温、氧化、冷热冲击循环中，还需承受水汽、氧和燃烧固体颗粒的侵蚀；若在海上飞行，还要承受海盐的侵蚀，燃烧室还需耐受由富含燃烧副产物氯化盐和硫酸盐等所引起的加速氧化等考验。

此外，CMC的表面完整性精细加工也应引起足够重视。因为SiC的硬度接近金刚石，工业上常用作磨料或刀具来加工其他材料，所以需采用坚硬的金刚石来研磨，近年来借助脉冲激光手段加工精细微孔等渐受青睐。

还有需要引起重视的关联技术，就是CMC与金属间的联结和结构完整性（Joining and Integration）工艺探索，随着扩散连接（焊）（Diffusion bonding）、高温耐久钎焊（Brazing）的进步，必将开拓以金属骨架接合CMC结构为代表部件的广阔应用领域。

国际同行普遍认为，CMC是发动机高温结构材料的技术制高点之一，技术门槛高、投入大，通常反映所在国航空装备设计和制造能力的顶尖水准。目前仅有美国、法国等少数国家掌握高性能SiC纤维和致密化CMC的产业化技术。

GE旗下的航空业务集团已计划在GE9X燃烧室衬套、高压涡轮喷嘴、外环和涡轮叶片这些热端部件上使用CMC材料；相应地，LEAP系列发动机也能从GE9X项目中借鉴诸多宝贵的工程化和产品化经验。

尽管当年GE90发动机上采用宽弦叶片也广被质疑，最终是通过实践证明了其正确的选择。GE方面已经为CMC材料进行过大量测试，与风扇叶片从金属材料转到树脂基复合材料所付出的时间等考验相类似，转向CMC的应用同样需要花费相应的代价来证明，允许人们从中建立起对CMC安全可靠应用的信念。出于风险控制的考量，现阶段CMC还只能应用在固定部件上。基于已有的数据有理由相信，随着研究深入和科技进步，稳固而扎实的创新将渐趋完美地发挥出CMC的优异特性，未来势必开拓出更多商用航空发动机核心部件上的新应用。

国内商用发动机由中航工业商发作为主承制商，牵头实施国家级商用发动机研发项目，负责组织国内外产、学、研优势资源，通过强强联合、协同攻关拓展国际国内合作空间，为涡轮静子件、浮动瓦块应用扫清路障，逐步夯实CMC工程化、产业化的应用基础。

结束语

来自GE公司官方的预测：未来10年对CMC的需求将递增10倍。据此，为应对CMC部件需求增长带来的产能压力，2013年6月GE投资1.25亿美金，在美国北卡罗莱纳州的阿什维尔建设1.16万m2的生产基地，用以支撑LEAP-X发动机CMC部件的量产，也为日后GE9X发动机供应所需CMC批产部件，并将逐步应用到为波音787和747-8提供动力的GEnx上，以及在CFM的新一代LEAP发动机上全面推广。

为确保高端SiC纤维的供应，2012年4月GE还携手SNECMA对外发布，将联合日本碳素公司（Nippon Carbon）合资成立NGS公司（NGS Advanced Fibers Co.Ltd.），生产和销售“Nicalon”品牌SiC连续纤维，以确保“两强”对CMC关键原材料SiC纤维的持续供应能力。

GE正努力将CMC应用到发动机的各种部件，包括涡轮叶片升级用到F414中，预计到2016~2018年间将日产800个CMC成品部件，以兑现大力拓展CMC发动机部件应用的承诺。

CFM准备从2016年开始由CFM56的生产逐渐过渡到LEAP-X发动机，到2020年实现年产1700台发动机。为实现这一产能需求，计划投资7.5亿美元，在美国密西西比州埃利斯维尔新建和扩建厂房，总面积扩至139350m2，用于量产CMC材料部件。

CMC在国外航空发动机上的应用已取得一定的应用成就，国内的技术成熟度和制造成熟度还不够高，工艺技术尚待优化完善，离满足适航审定要求差距明显。要想早日投入应用，还须不断优化CMC制造工艺，探索科学的概率设计方法，掌握该材料服役行为规律，解决高温服役工况条件下的耐久性和安全可靠性等问题。

面向国产商用航空发动机对CMC热端部件的需求，出于风险可控因素考量，参照国际同行经验，在技术成熟度基本满足固定部件可靠性要求的前提下，优先发展高压涡轮外环、涡轮导向叶片和燃烧室内衬等热端固定件上应用CMC材料，随着研究的进一步深入，再逐渐拓展到包括涡轮转子等更多发动机部件的应用。在航空发动机用CMC构件的研制与应用考核方面，可参考如下原则循序渐进：

（1）先易后难（先静子件后转子件、先低温件后高温件、先简单件后复杂件的原则）发展，充分进行发动机验证平台的考核评测；

（2）优先发展中温（700~1000℃）和中等载荷（低于120MPa）静子件（如尾喷管/内锥体构件）；

（3）在积累基础上发展高温（1000~1300℃）和中等载荷静子件（如涡轮外环、导向叶片及燃烧室内衬等）；

（4）更高载荷（高于120MPa）静子或转子件（如涡轮转子和整体叶盘等）。

同时，为促进CMC国内自主配套产业技术联盟的形成和完善，可参照国外合资参股、风险共担、利益共享（Risk and Revenue Sharing Partner，RRSP）等混合经济模式成长，致力建成“材料-工艺-设计”一体化专业能力，加速贯通CMC制品的批量制造产业链协同，全面满足国产商用航空发动机用CMC部件产品要求，以优良性价比的产品参与国际的市场分工和商业竞争，以不断成长壮大。

本文共有参考文献11篇，因篇章有限，未能一一列出，如有需要，请向本刊编辑部索取。

（作者 中航商用航空发动机有限责任公司 高铁 洪智亮 杨娟

责编 良辰）

第五篇：石墨烯强韧陶瓷基复合材料研究进展

石墨烯强韧陶瓷基复合材料研究进展

赵琰 建筑工程学院

摘要：石墨烯具有优异的力学性能，可作为强韧相引入陶瓷材料中，解决陶瓷材料的脆性问题。本文综述了石墨烯强韧的陶瓷基复合材料的研究进展。在介绍石墨烯力学性能的基础上，着重阐述了石墨烯/陶瓷基复合材料的材料体系、制备方法、强韧化效果和强韧化机理，讨论了实现石墨烯对陶瓷材料强韧化的关键问题，并对未来石墨烯强韧陶瓷基复合材料的研究工作进行了展望。关键词：石墨烯；陶瓷；强韧 1.引言

二十世纪八十年代以来，纳米材料与技术得到了极大的发展，而纳米碳材料也是从这一时期开始进入历史舞台。1985年，由60个碳原子构成的“足球”分子C60被三位英美科学家Curl、Smalley和Kroto发现，随后C70、C86等大分子相继出现，为碳家族添加了一大类新成员富勒烯(Fullerene)。1991年，日本电镜专家Iijima发现了由石墨层片卷曲而成的一维管状纳米结构—碳纳米管(CNTs)，其性能奇特，应用前景广阔，现已成为一维纳米材料的典型代表[1]。2004年，英国科学家Andre Geim和Konstantin Novoselov发现了碳材料“家谱”中的一位新成员—石墨烯(Graphene)，石墨烯仅由一个原子层厚的单层石墨片构成，是一种二维纳米材料。作为碳的二维晶体结构，石墨烯的出现最终将碳的同素异形体勾勒为一副点、线、面、体(从零维到三维)相结合的完美画面，如图1所示[2,3]。纵观近三十年的纳米材料与技术的发展史，我们可以看到，每一种新的纳米碳材料的发现都极大的推动了纳米材料与技术的发展。2.石墨烯的结构和力学性能

石墨烯是由sp2杂化的碳原子紧密排列而成的蜂窝状晶体结构，厚度约0.35 nm，仅为一个原子的尺寸。石墨烯是碳材料的基本组成单元，石墨烯可以包裹形成零维的富勒烯，可以卷曲形成一维的碳纳米管，还可以堆积成为三维的石墨，通过二维的石墨烯可以构建所有其他维度的碳材料[4]。同单壁、多壁碳纳米管之间的关系类似，除了严格意义上的石墨烯(单层)外，少数层的石墨层片在结构和性质上明显区别与块体石墨，在广义上也被归为石墨烯的范畴[3]。

图1 碳的同素异形体

[2]

石墨烯在热学、电学、力学等方面均具有优异的性能，其室温下的热导率约为3000-5000 Wm-1K-1，电子迁移率可达10000-20000 cm2V-1s-1[5,6]，理论和实验研究均表明石墨烯是目前已知的材料中强度和硬度最高的晶体结构[7-13]。利用原子力显微镜(AFM)和纳米压痕技术可以测量石墨烯的力学性能，如图2所示，不同研究者的测试结果列于表1。从表1可以看出，机械剥离法制备的石墨烯力学性能较好，其杨氏模量可达1 TPa，强度可达130 GPa，而化学剥离法制备的石墨烯，由于其表面存在缺陷和含氧官能团，力学性能受到一定影响。石墨烯优异的性能，使其可作为复合材料中的添加相，实现材料的功能化和结构化。

图2 悬浮的石墨烯膜，(a)跨越圆形孔阵列的石墨烯薄片的扫描电子显微镜(SEM)图，(b)石墨烯膜的非接触式AFM图，(c)悬浮的石墨烯薄片的纳米压痕示意图，(d)断裂膜的AFM图

[13]

表1 石墨烯力学性能的实验测试结果

研究者

研究机构

测试结果

机械剥离法制备的单层石墨烯的杨C Lee, X Wei, J W

Columbia University(USA)氏模量为1.0 ± 0.1 TPa，强度为130 ±

Kysar等 GPa[13]

Max-Planck-Institut für C Gómez-Navarro, M

Festkörperforschung Burghard, K Kern

(Germany)

化学还原法制备的单层石墨烯的弹

性模量为0.25 ± 0.15 TPa[12]

M Poot, H S J van der Zant

Delft University of Technology(Netherlands)

当石墨层数在八层以下时，力学性能

依赖于石墨烯的层数[11]

3.石墨烯在陶瓷材料中的应用

陶瓷材料具有高熔点、高硬度、高耐磨性、高化学稳定性等优点，但是脆性是其致命的缺点，限制了陶瓷材料的应用范围，因此，陶瓷材料的强韧化一直是材料学家长期关注的问题。目前，陶瓷材料的强韧方法包括：ZrO2相变增韧、纤维增韧、晶须增韧、颗粒增韧等[14]。

随着石墨烯制备、化学修饰和分散技术的成熟，近年来基于石墨烯的复合材料研究进展很快[15-37]。基于石墨烯优异的力学性能，将其作为强韧相引入陶瓷材料的研究也已展开。

表2 石墨烯/陶瓷基复合材料力学性能的研究结果

强韧相

基体

制备方法

氧化石墨烯与Al2O3机械混

Al2O3

合，用一水肼还原，放电等

离子烧结(SPS)十二烷基硫酸钠(SDS)作为Graphene Nanosheet

Al2O3

分散剂，超声混合，高频感

应加热烧结(HFIHS)

添加0.5 wt%，断裂韧

性提高72 %[29] 实验结果

Graphene Nanosheet

添加2 wt%，断裂韧性

提高53 %[28]

添加3 wt%，断裂韧性Graphene Few-layer Graphene Graphene Platelet

Al2O3 ZrO2-toughened Al2O3(ZTA)Graphene

ZrO2

球磨混合，HFIHS 十六烷基三甲基溴化铵

添加1.5 vol%，断裂韧Graphene Platelet

Si3N4

(CTAB)作为分散剂，超声结合球磨混合，SPS Multilayer Graphene;

添加1 wt% Multilayer Exfoliated Graphene Nanoplatelet;Nano Graphene Platelet

热压烧结，添加0.2 wt%，弯曲强度提高

N-甲基吡咯烷酮(NMP)作Graphene Platelet

Si3N4

为溶剂，超声结合球磨混合，热压烧结和无压烧结 %，断裂韧性提高10 %；无压烧结，添加2 wt%，弯曲强度提高147 %，断裂韧性提

高30 %[36]

Graphite Nanosheet 羟基磷灰石

超声混合，SPS

(HA)

添加0.5 wt%，弯曲强

度提高12 %[37]

Si3N4

聚乙二醇作为分散剂，高能

Graphene，断裂韧性提

球磨，热等静压烧结

高43 %[35] 性提高235 %[34]

Al2O3

球磨混合，HFIHS 氧化石墨烯与Al2O3胶体滴

定混合，SPS

添加0.81 vol%，断裂

球磨混合，SPS

韧性提高40 %[32] 添加3 wt%，断裂韧性

提高367 %[33] 提高22 %[30] 硬度稍有降低[31]

表2列出了不同研究者制备的石墨烯/陶瓷基复合材料力学性能的研究结果。从表2可以看出，石墨烯在不同的陶瓷基体中(Al2O3、ZTA、ZrO2、Si3N4、HA)均可达到明显的补强增韧的效果，增韧方面的效果尤其突出，其强韧化机制主要包括裂纹的偏转、分支，石墨烯的桥联、断裂、拔出等，如图3和图4所示。

值得注意的是，与纳米颗粒的团聚或纳米纤维之间的纠缠不同，石墨烯材料，特别是化学还原法制备的石墨烯，因其平面形貌和层间相互作用，很容易发生层状堆积。由于制备技术的限制和石墨烯本身容易团聚的特点，目前作为陶瓷材料强韧相研究的石墨烯材料并不是严格意义上的单层石墨烯，通常为多层的石墨烯，当其厚度方向达到几个纳米时，可称其为石墨烯纳米片。虽然随着石墨层数的增加，石墨烯中存在缺陷的可能将增加，这将导致其力学性能有所降低，但是石墨烯作为陶瓷材料的强韧相，由于其独特的二维结构和巨大的接触面积，依然可以显著提高陶瓷材料的力学性能，因此围绕石墨烯和石墨烯纳米片展开的陶瓷基复合材料的研究是十分必要的。

图3 石墨烯纳米片/ 氮化硅纳米复合材料中的韧化机制，(a)显微硬度测试预制裂纹(插图)，对于裂纹的进一步观察发现在几处位置有石墨烯纳米片对裂纹的桥联，其中的两处展示在高分辨率的SEM图片上，(b)对裂纹的进一步观察发现裂纹曲折的扩展路径，(c)材料的断口形

貌揭示了复合材料中存在三维增韧机制[34]

图4(a-c)不同Al2O3/GNS纳米复合材料断口的高分辨SEM图片；(a)Al2O3/0.25GNS纳米复合材料观察到短的GNS拔出和其与Al2O3基体的结合；(b)Al2O3/0.5GNS纳米复合材料观察到相对大尺寸的GNS拔出和分离的石墨烯层片(小的白色箭头)；(c)一个多层石墨烯结构和GNS的拔出；(d)GNS拔出增韧机制和相邻GNS层片滑移现象的示意图；(e,f)外力作用下晶

格中的原子经历滑移运动的示意图[29]

在陶瓷基体中实现石墨烯的强韧作用主要取决于两个关键因素，一是石墨烯的分散，二是基体与石墨烯之间的界面结合。

强韧相在基体中的分布状态对于复合材料的力学性能至关重要，石墨烯由于其平面形貌和层间相互作用，很容易发生层状堆积，因此石墨烯的有效分散对于复合材料力学性能的提高显得尤为重要，众多研究者在此方面进行了大量的研究。研究结果表明，采用不同的溶剂、添加表面活性剂或对石墨烯进行化学修饰等方法有利于提高石墨烯的分散性[38-41]。石墨烯在有机介质中的分散效果较好，如NMP；选用无机介质作为溶剂，通常需要添加分散剂，如阴离子表面活性剂SDS、阳离子表面活性剂CTAB、非离子型表面活性剂聚乙二醇和聚乙烯吡咯烷酮等。为了获得良好的分散效果，石墨烯和基体材料可采用球磨、超声分散、胶体滴定等一种或多种方式依次使用的方法进行混合。与石墨烯相比，氧化石墨烯表面官能团较多，分散性较好，将氧化石墨烯与陶瓷基体混合，然后用还原剂进行还原，如一水肼、氢气等，可得到分散效果良好的石墨烯/陶瓷基体的混合粉体。需要注意的是，除了采用多种方法得到分散良好的石墨烯/陶瓷基体的混合浆体，还应注意分散后料浆的干燥方法，避免干燥过程中石墨烯的二次团聚。

为提高石墨烯与基体的界面结合强度，有利于载荷在界面间的传递，可对石墨烯进行物理或化学的表面修饰和改性。需要注意的是，虽然对石墨烯进行表面修饰有利于其分散和提高界面结合强度，但是由于化学修饰引入的缺陷对石墨烯面内力学性能的降低在复合材料的设计中也应加以考虑。同时，当石墨烯与基体的界面结合强度过高时，不利于石墨烯拨出增韧机制的发挥，因此对复合材料界面结合强度的控制至关重要，然而目前对于这方面的研究报道还很少。

对于陶瓷基材料，烧结过程对力学性能的影响很大。采用先进的烧结方法，如热压烧结、热等静压烧结、SPS、HFIHS，可以降低烧结温度、缩短保温时间、有效保护石墨烯的二维结构，获得致密度高、晶粒尺寸均匀细小的复合材料，有利于力学性能的提高。4.结论与展望

石墨烯具有优异的力学性能，同时其独特的二维结构和巨大的接触面积，使其在陶瓷材料中具有明显的补强增韧的效果。石墨烯对陶瓷材料强韧作用的实现，关键在于石墨烯的有效分散和基体与石墨烯之间适宜的界面结合，这将是今后研究中需要重点解决的问题。通过表面改性达到石墨烯的有效分散同时控制其与陶瓷基体的界面结合状态，可实现陶瓷材料补强增韧的可控制备，有利于扩展陶瓷材料的使用范围。

本论文得到国家自然科学基金(81171463)、山东省高校科技计划(J14LA59)、淄博市科技发展计划(2014kj010079)资助。

参考文献

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