智 歐，錢立軍

（宜興市百泰絕熱材料有限公司，宜興 214200）

1 前言

SiC纖維既具有優(yōu)異的耐高溫性能、高彈性模量，高強(qiáng)度，高導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，又具有很好的抗氧化性以及低化學(xué)活性、較低的密度和熱膨脹系數(shù)，因此其在高溫結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景，目前已廣泛應(yīng)用于增強(qiáng)陶瓷復(fù)合材料（CMCs）、增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料（MMCs）、高溫過(guò)濾材料以及高溫結(jié)構(gòu)領(lǐng)域。SiC纖維有望成為高溫陶瓷基復(fù)合材料的首選增強(qiáng)纖維。當(dāng)今，以日美為首的發(fā)達(dá)國(guó)家都在投入力量，不斷提升SiC纖維的性能，同時(shí)加速其在高科技工程領(lǐng)域中的應(yīng)用。隨著SiC纖維生產(chǎn)技術(shù)的完善以及SiC纖維性能日漸成熟，SiC纖維應(yīng)用不斷向廣度及深度擴(kuò)展，特別是在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域，經(jīng)過(guò)最近十幾年反復(fù)試驗(yàn)與改進(jìn)完善，SiC纖維已開(kāi)始正式進(jìn)入這一高科技領(lǐng)域的商業(yè)化應(yīng)用，預(yù)計(jì)未來(lái)十年SiC纖維增強(qiáng)的CMC在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域的市場(chǎng)需求將增長(zhǎng)十倍。。

目前商品化連續(xù)SiC纖維主要采用兩種工藝，一種是以炭纖維或金屬鎢絲為芯材，采用氣相沉積（CVD）法工藝；另一種方法為聚合物先驅(qū)體法工藝。

2 CVD法

最早的商品化SiC纖維生產(chǎn)始于上世紀(jì)六十年代，采用氣相沉積法（CVD法）工藝。CVD工藝早期開(kāi)發(fā)的是以鎢絲為芯材的SiC纖維，類似于單絲B纖維的制造方式。不過(guò)當(dāng)溫度達(dá)到1000℃以上時(shí)，金屬鎢開(kāi)始與SiC產(chǎn)生化學(xué)反應(yīng)，導(dǎo)致SiC纖維性能下降［1］，因此W芯SiC纖維一般適用于在中低溫度使用的增強(qiáng)復(fù)合材料。

此后又開(kāi)發(fā)了以炭纖維為芯材的C芯SiC纖維，其使用溫度高于W芯SiC纖維。用CVD工藝生產(chǎn)的SiC纖維一般都是粗纖維，不適宜進(jìn)行編織等深加工，目前僅以單絲形式作為商品，主要用作增強(qiáng)Ti基合金或鋁基合金復(fù)合材料（MMCs）以及陶瓷基復(fù)合材料（CMCs），以提高其在常溫及高溫下的抗拉強(qiáng)度及抗變形能力。該類產(chǎn)品已在增強(qiáng)鈦合金方面以及增強(qiáng)工程塑料方面得到廣泛的應(yīng)用。例如，美國(guó)F14，F(xiàn)15等戰(zhàn)機(jī)上均有使用。采用CVD工藝的知名品牌有美國(guó)Specialty Materials公司的SCS系列C芯SiC纖維（圖1為C芯SiC纖維的截面微觀結(jié)構(gòu)圖）以及英國(guó)Tisics公司生產(chǎn)的Sigma系列W芯SiC纖維。

圖1 C芯SiC纖維的截面微觀結(jié)構(gòu)圖

2.1 生產(chǎn)工藝

目前采用CVD工藝一般使用甲基三氯硅烷（CH3SiCl3）作為主要反應(yīng)性原料氣體，因其化學(xué)分子式中，Si/C之比與SiC晶體一致。其主要工藝流程為［2］：用載體氣體H2將高溫氣化的甲基三氯硅烷（或者加入一定比例的甲基二氯硅烷）按一定的比例與流量導(dǎo)入帶有溫度梯度（從1500℃至1200℃）的管式反應(yīng)器中，同時(shí)通入一定流量的惰性稀釋氣體Ar（或N2）。反應(yīng)器的兩端一般采用帶有冷卻裝置的水銀或者其它低熔點(diǎn)液態(tài)合金作為氣密封，一方面防止?fàn)t氣與爐外空氣交換，另一方面提供對(duì)載體纖維自身電加熱的電極，以便利用載體纖維自身的阻抗將載體纖維加熱到1200℃以上形成“熱絲“。30μm左右絲徑的炭纖維（“熱絲”）連續(xù)通過(guò)該管式反應(yīng)器，反應(yīng)氣體在載體炭纖維表面熱解并沉積柱狀細(xì)晶粒SiC（100nm長(zhǎng)），其在H2氣中的熱解反應(yīng)如下：CH3SiCl3（g）（＋H2）=＞SiC（s）＋3HCl（g）。在此過(guò)程中還需按一定的方式及時(shí)排除熱解反應(yīng)后的廢氣，并控制各氣體的分壓。CVD工藝生產(chǎn)的SiC纖維一般還需在最后采用熱裂解碳?xì)浠衔铮ㄈ缫胰玻┕ば?，在纖維表面增加一道富碳層，一方面增加SiC纖維表面的平滑性，降低后續(xù)工藝造成SiC纖維表面的磨損缺陷，同時(shí)也可以平衡SiC纖維表面殘余張應(yīng)力。

影響CVD法SiC纖維質(zhì)量的因素較多，主要有反應(yīng)性氣體、還原性氣體以及稀釋性惰性氣體的種類與純度，載體纖維表面處理方式以及各種工藝參數(shù)，如沉積壓力、沉積時(shí)間、沉積溫度及爐內(nèi)溫度分布，各種氣體濃度及其流量、廢氣排氣工藝等等。因此，不僅其工藝過(guò)程控制較為復(fù)雜，生產(chǎn)效率也較低。因此目前CVD法生產(chǎn)的SiC纖維成本較高，新一代SiC纖維價(jià)格達(dá)到￥10，000/Kg。

2.2 SiC纖維的表面特征

SiC纖維表面特征對(duì)SiC纖維的本身強(qiáng)度指標(biāo)以及最終增強(qiáng)復(fù)合材料的強(qiáng)度都有明顯的影響。其表面特征主要有以下三個(gè)方面：

（1）表面微裂紋，由于C或W的熱膨脹系數(shù)要小于SiC，因此CVD法生產(chǎn)的SiC纖維表面存在著殘余的拉應(yīng)力，由此導(dǎo)致表面存在著一些微裂紋。根據(jù)Griffith的脆性材料微裂紋尖端應(yīng)力擴(kuò)散破壞機(jī)理，微裂紋會(huì)明顯導(dǎo)致纖維抗拉強(qiáng)度的下降。

（2）CVD法生產(chǎn)的SiC纖維表面晶粒一般較大，因此纖維表面平整度較差。在后續(xù)工藝中，纖維表面容易受到摩擦損傷，從而影響纖維的強(qiáng)度。

（3）SiC纖維表面的化學(xué)成分結(jié)構(gòu)會(huì)影響到纖維與增強(qiáng)基材的相容性與結(jié)合力。為了改善纖維表面特征，需要對(duì)纖維表面進(jìn)行必要的處理。例如在SiC纖維表面上沉積富硅層或富碳層的目的就是為了修補(bǔ)纖維表面的缺陷和增加表面的平整性，同時(shí)賦予纖維表面一層保護(hù)層，提高纖維的抗磨損性能。但是富碳的表面與其增強(qiáng)基材，如Al，Ti等金屬以及樹(shù)脂等結(jié)合力較差，會(huì)影響其復(fù)合材料的整體性能。而富硅層雖然易被鋁合金浸潤(rùn)，而且與有機(jī)樹(shù)脂基材的相容性也較好。但是，富硅的表面結(jié)構(gòu)會(huì)導(dǎo)致纖維在800℃以上時(shí)產(chǎn)生蠕變以及強(qiáng)度的降低［3］。

Specialty Materials公司通過(guò)其特殊的工藝，在其開(kāi)發(fā)的最新一代SiC纖維（Ultra-SCS）上開(kāi)發(fā)了一種梯度成分表面層結(jié)構(gòu)，其表面層特點(diǎn)是在整體富碳的基礎(chǔ)上，由里及外Si原子濃度近似梯度增加（見(jiàn)圖2），最外層具有輕微的富C微結(jié)構(gòu)，這樣既改善了與其基材的相容性，又改善了纖維表面特性。測(cè)試表明，新型SiC纖維的抗蠕變性能以及高溫強(qiáng)度的保留率都有了明顯的改善，其物理與機(jī)械性能更接近于純的β-SiC晶體。具有這一表面結(jié)構(gòu)的新型Ultra SCD纖維抗拉強(qiáng)度高達(dá)6GPa。

2.3 典型產(chǎn)品的主要性能指標(biāo)

目前CVD工藝生產(chǎn)SiC纖維的主要優(yōu)勢(shì)是生產(chǎn)周期短，層疊加層形成的SiC晶粒之間沒(méi)有含氧的不穩(wěn)定過(guò)渡相，CVD工藝制得的SiC纖維具有低孔隙率，較高的強(qiáng)度以及很高的化學(xué)純度。此外，CVD法生產(chǎn)的SiC纖維本身是陶瓷復(fù)合材料，纖維的密度、軸向彈性模量等性能也取決于載體纖維的尺寸與成分。圖3為3種SiC纖維在測(cè)試溫度下，保持3min后的抗拉強(qiáng)度對(duì)比。圖4、圖5分別為SCS系列C芯SiC纖維的強(qiáng)度及彈性模的量測(cè)試數(shù)據(jù)離散統(tǒng)計(jì)圖。

圖2 Ultra SCS纖維表面Si的梯度分布

圖3 種SiC纖維在測(cè)試溫度下，抗拉強(qiáng)度比較

圖4 SCS系列C芯SiC纖維的強(qiáng)度離散統(tǒng)計(jì)

圖5 SCS系列C芯SiC纖維的彈性模量離散統(tǒng)計(jì)

絲徑大于50μm的SiC纖維不能用來(lái)制造復(fù)雜形狀的復(fù)合材料結(jié)構(gòu)。因此目前仍在探索研發(fā)更細(xì)的新載體纖維以及成本更低的氣相先驅(qū)體，來(lái)生產(chǎn)纖維絲束，以便滿足纖維編織工藝的需要。

國(guó)產(chǎn)CVD法SiC生產(chǎn)大部分停留在實(shí)驗(yàn)室階段，一般都是以W芯SiC纖維為主，主要采用的工藝為中科院沈陽(yáng)金屬研究所以及山西煤化所采用的射頻加熱方法。據(jù)報(bào)道，中科院沈陽(yáng)金屬研究所制備的高性能W芯SiC纖維室溫平均拉伸強(qiáng)度也能達(dá)到 4GPa［4］。

3 聚合物先驅(qū)體熔融紡絲工藝

上世紀(jì)七十年代，日本東北大學(xué)矢島教授受到炭纖維生產(chǎn)工藝的啟發(fā)，借鑒Dr.Fritz四十年代發(fā)明的碳硅烷合成方法，首次合成了SiC纖維先驅(qū)體聚合物——聚碳硅烷（PCS），同時(shí)采用與炭纖維生產(chǎn)類似的濕法紡絲，預(yù)氧化交聯(lián)以及熱裂解工藝成功制造了連續(xù)SiC纖維。先驅(qū)體法SiC纖維與生產(chǎn)炭纖維的某些生產(chǎn)工序較為類似，因此，制造SiC纖維的某些工藝設(shè)備可以借鑒使用炭纖維的生產(chǎn)設(shè)備。目前先驅(qū)體法SiC纖維已經(jīng)經(jīng)歷了三代發(fā)展，綜合性能已得到了較大的改善與提高。但是代際的升級(jí)與性能的提高是通過(guò)更為復(fù)雜、精細(xì)的工藝來(lái)實(shí)現(xiàn)的?？梢哉f(shuō)，為了實(shí)現(xiàn)性能的極致，不惜成本代價(jià)。因此隨著代際的升級(jí)，SiC纖維的成本價(jià)格也在成倍增加。

3.1 先驅(qū)體法SiC纖維的典型生產(chǎn)工藝

以生產(chǎn)Nicalon品牌的“矢島法”工藝為例，其典型工藝的第一步是先驅(qū)體——聚碳硅烷（PCS）的合成：用金屬鈉對(duì)二氯二甲基硅烷進(jìn)行脫氯，再經(jīng)過(guò)濾，清洗以及干燥等工序，獲得聚硅烷（PS）化合物。然后將PS置于470℃的高壓釜中進(jìn)行重組反應(yīng)，再經(jīng)過(guò)濾，分子量篩分以及洗滌干燥等工序，即可獲得可熔可紡的聚合物先驅(qū)體——聚碳硅烷（PCS）；第二步是將聚碳硅烷加熱到350℃進(jìn)行熔融紡絲，得到聚碳硅烷（PCS）纖維；第三步是對(duì)PCS纖維在190℃下在空氣中進(jìn)行適度氧化交聯(lián)反應(yīng)，將線性鏈狀的熱塑性PCS樹(shù)脂形成Si-O-Si等交聯(lián)體形化學(xué)結(jié)構(gòu)，得到不熔的熱固性原坯纖維（類似于炭纖維生產(chǎn)的預(yù)氧化纖維）。這樣一方面避免了后續(xù)高溫裂解處理時(shí)出現(xiàn)再熔融并絲現(xiàn)象，另一方面進(jìn)一步提高PCS的分子量，增加纖維陶瓷獲得率，改善纖維的力學(xué)性能。該工藝的關(guān)鍵是要解決氧化交聯(lián)反應(yīng)的均勻性，控制氧化交聯(lián)時(shí)產(chǎn)生的大量反應(yīng)熱，避免纖維局部熔融并絲。同時(shí)還必須控制氧元素的攝入，把控纖維預(yù)氧化的程度。過(guò)渡氧化，會(huì)導(dǎo)致纖維易脆，對(duì)后續(xù)處理產(chǎn)生不利影響。纖維的預(yù)氧化程度與其工藝的處理溫度、時(shí)間等工藝參數(shù)都密切相關(guān)。第四步是在惰性氣體的保護(hù)下將熱固性PCS纖維按一定的升溫曲線加熱到1200℃的高溫下進(jìn)行熱裂解處理，除去纖維中的非目標(biāo)元素，最后得到的成品SiC纖維中含有納米尺度β-SiC晶粒以及分散有少量自由碳的粒間過(guò)渡相Si-C-O。此外，在高溫?zé)崃呀膺^(guò)程中，纖維要經(jīng)歷急劇的收縮，因此，在此工序中，應(yīng)該對(duì)纖維施加一定的張力，防止纖維的卷曲形變。另外該工序重要的工藝關(guān)鍵點(diǎn)是：熱裂解工序中產(chǎn)生的廢氣應(yīng)采用適當(dāng)方式與速率及時(shí)排除，以維持氣氛中各氣體成份分壓。熱裂解的最高溫度應(yīng)當(dāng)控制在1200℃左右，高于此溫度時(shí)，纖維中亞穩(wěn)態(tài)的粒間過(guò)渡相Si-C-O開(kāi)始分解，生成氣相的SiO及CO而導(dǎo)致纖維內(nèi)部形成空隙，其分解反應(yīng)如下：SiCxOy（s） =SiC（s） ＋ SiO（g） ＋ CO（g）。同時(shí)β-SiC晶粒異常積聚長(zhǎng)大，纖維強(qiáng)度急劇下降。第一代SiC纖維在高溫氧化性氣氛中強(qiáng)度損失速率低于在氬氣惰性氣體中，其原因主要在于在氧化性氣氛中纖維表面氧化形成了一層SiO2鈍化層，抑制了纖維內(nèi)部粒間過(guò)渡相Si-C-O的分解速率。

3.2 SiC纖維的升級(jí)

第一代碳化硅纖維的最高使用溫度一般限制在1100～1200℃。但是高性能的CMCs需要長(zhǎng)期工作在1200℃以上，為此必須嚴(yán)格控制制造工藝中氧元素的攝入，特別是限制采用氧化交聯(lián)固化工藝，盡可能減少制約使用溫度的粒間過(guò)渡相Si-CO的形成。第一代SiC纖維氧元素的攝入點(diǎn)主要在于氧化交聯(lián)固化工序。

第二代以Hi-Nicalon為代表的SiC纖維生產(chǎn)工藝中采用了成本昂貴的電子束輻照交聯(lián)固化工藝，代替原來(lái)的氧化交聯(lián)固化工藝［5］，并施加以惰性氣體氣氛或真空環(huán)境，消除SiC纖維生產(chǎn)中的氧元素污染，因此第二代SiC纖維中粒間過(guò)渡相Si-C-O顯著降低，為PCS纖維的熱裂解燒結(jié)最高溫度提高到1300℃提供了保障。此外，纖維中β-SiC晶粒的尺寸比第一代增加了一倍左右，纖維中存在的少量自由碳也一定程度抑制晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)然，晶粒的增大可導(dǎo)致常溫下纖維強(qiáng)度略微損失，但是提高了纖維綜合性能，如使用溫度，彈性模量以及抗高溫蠕變性能。第二代SiC纖維在1400℃時(shí)仍然具有較好的抗氧化能力，其原因是在纖維表面形成了SiO2鈍化保護(hù)層，一方面阻礙了向纖維內(nèi)層進(jìn)一步氧化，另一方面抑制了殘留Si-C-O相的分解速率。

在高氧分壓的高溫氣氛中，SiC纖維產(chǎn)生被動(dòng)氧化，加熱到800℃時(shí)，纖維表面就開(kāi)始形成非晶態(tài)的SiO2層，到1200℃時(shí)，表面開(kāi)始形成雙層SiO2結(jié)構(gòu)，外層為方石英晶體層，內(nèi)層為非晶態(tài)SiO2，到1400℃時(shí)，纖維表面層的SiO2層全部轉(zhuǎn)化成方石英晶體層。不過(guò)帶方石英晶體層的纖維在冷卻到270℃時(shí)，方石英晶體發(fā)生晶型轉(zhuǎn)變，引起體積變化，纖維表面將產(chǎn)生裂紋。如果在低氧分壓的高溫氣氛中，纖維將發(fā)生主動(dòng)氧化，纖維表面SiO2鈍化保護(hù)層難以形成，只能產(chǎn)生氣相SiO，CO及CO2，纖維性能開(kāi)始惡化。為此，可以將SiC纖維在高溫1300～1600℃下，在含H2O及O2氣氛中進(jìn)行退火處理，以便在纖維表面形成α方石英與非晶態(tài)SiO2組成的鈍化保護(hù)層。不過(guò)，只要纖維中存在含氧相，以及過(guò)剩游離炭，那么以下纖維降級(jí)反應(yīng)：SiO2＋3C→SiC＋2CO的反應(yīng)自由能在1522℃以上時(shí)變?yōu)樨?fù)值，開(kāi)始釋放CO氣體以及生成SiC晶體，由此引起纖維抗拉強(qiáng)度急劇下降。而且，在1400℃時(shí)由于晶粒邊界的滑移，開(kāi)始出現(xiàn)高溫蠕變。因此，前兩代的SiC纖維在1500℃以上時(shí)，纖維強(qiáng)度都有明顯的下降。

圖6 3代SiC纖維內(nèi)部微結(jié)構(gòu)的不同特點(diǎn)圖

第三代SiC纖維的開(kāi)發(fā)主要以近似SiC晶體結(jié)構(gòu)為主要目標(biāo)，以實(shí)現(xiàn)SiC晶體具有的優(yōu)異抗高溫蠕變性以及高彈性模量。實(shí)驗(yàn)表明以Hi-Nicalon Type S為代表的第三代SiC纖維其綜合性能有了較大的改善。第三代SiC纖維的主要特點(diǎn)是游離碳含量更低，纖維中Si/C的質(zhì)量比接近于分子式化學(xué)當(dāng)量比，纖維的結(jié)晶度得到了進(jìn)一步的提高，晶粒尺寸增大了約10倍。圖6為3代SiC纖維內(nèi)部微結(jié)構(gòu)的不同特點(diǎn)圖［6］。為了降低自由碳含量，在典型的第三代SiC纖維（Hi-Nicalon Type S）工藝中，增加了脫碳工藝：在熱裂解氣氛中，導(dǎo)入氫氣，并將熱裂解及燒結(jié)溫度提高到1500℃以上。其脫碳機(jī)理是氫氣抑制了不熔化纖維裂解過(guò)程中的脫氫反應(yīng)，并促進(jìn)了脫CH4反應(yīng)［7］。同時(shí)，還增加了一道在含HCl的氣氛中進(jìn)行的熱處理工序，以便清除上述脫碳工藝中殘留的Si元素。最后的成品纖維內(nèi)部?jī)H在晶界中殘存少量游離碳，一方面限制了晶粒的尺寸，另一方面也抑制了晶粒在高溫中進(jìn)一步長(zhǎng)大，控制了纖維強(qiáng)度的下降。因此第三代SiC纖維抗高溫蠕變性能以及抗高溫氧化性能都要優(yōu)于前兩代纖維。

此外，其它品牌的第三代SiC纖維制造工藝上引入少量的Al，B，Zr等元素，作為SiC纖維的燒結(jié)助劑［8］，以利于燒結(jié)過(guò)程中纖維內(nèi)部的致密化，不過(guò)由這些元素的引入而形成的非目標(biāo)過(guò)渡相，盡管有利于增加纖維的常溫強(qiáng)度，但對(duì)于提高纖維高溫抗氧化能力，特別是抗高溫蠕變性能產(chǎn)生不利影響。例如日本宇部興產(chǎn)的第三代SiC纖維Tyranno SA在先驅(qū)體中引入少量的Al元素，經(jīng)過(guò)N2氣氛中1300℃的熱裂解后，再加熱到2000℃在Ar氣氛中進(jìn)行燒結(jié)處理（當(dāng)熱裂解燒結(jié)溫度高于1300℃時(shí)，N2不再是惰性氣體，合適的惰性氣體一般采用Ar氣）。在燒結(jié)過(guò)程中，存在以下兩種強(qiáng)度降級(jí)反應(yīng)：SiO2＋3C→SiC＋2CO（溫度＞1522℃）；SiO＋2C→SiC＋CO（在任何溫度時(shí)）。為了控制上述兩個(gè)降級(jí)反應(yīng)，控制氣氛中的CO分壓對(duì)于提高纖維的強(qiáng)度非常重要。氣氛中CO分壓過(guò)高，盡管有利于抑制晶粒的長(zhǎng)大，控制纖維降級(jí)的速率，但是會(huì)加速氣相SiO從纖維中蒸發(fā)，導(dǎo)致纖維中存在過(guò)剩的碳，造成Si/C的比例加劇偏離化學(xué)分子式當(dāng)量比。反之，過(guò)低的CO分壓會(huì)加劇纖維的降級(jí)速率，同時(shí)導(dǎo)致SiC晶粒在纖維表面的異常長(zhǎng)大，明顯增加纖維表面的粗糙度，易造成纖維的表面損傷缺陷。因此要獲得適當(dāng)?shù)木Я４笮?，必須平衡控制處理爐內(nèi)氣氛及各氣體的分壓，采用合適的升降溫制度曲線，以平衡SiC的成核速率與晶體生長(zhǎng)速率。此外，適當(dāng)降低處理爐內(nèi)的氣氛壓力，也可以一定程度上控制晶粒尺寸的長(zhǎng)大，從而得到合適的纖維表面粗糙度。經(jīng)過(guò)燒結(jié)工序后，Si/C的比例更接近于化學(xué)分子式當(dāng)量。并且隨著燒結(jié)溫度的提高，Al固溶于SiC晶粒中，進(jìn)一步致密了SiC纖維的結(jié)構(gòu)［9，10］。所以少量燒結(jié)助劑 Al的存在，達(dá)到在更高溫度下的燒結(jié)效果。

此外，目前在SiC纖維的生產(chǎn)工藝最后階段，一般會(huì)增加一道表面涂覆薄碳層工藝，SiC纖維表面的富碳層可以緩解后續(xù)工藝?yán)w維之間相互摩擦引起的表面損傷。

3.3 NASA改性法

近幾年，NASA Glenn研究中心采用美國(guó)品牌SylramicRSiC纖維（纖維直徑10μm）作為原料纖維，開(kāi)發(fā)了兩種改進(jìn)型SiC纖維：Sylramic-iBN以及Sylramic-iC纖維。圖7為改性前后SiC纖維抗拉強(qiáng)度的比較。該改進(jìn)工藝曾經(jīng)在2001年獲得美國(guó)R＆D 100 Award創(chuàng)新大獎(jiǎng)。

由Dow Corning開(kāi)發(fā)的Sylramic纖維的成分特點(diǎn)是纖維中摻雜有少量的B元素，其主要作用是限制SiC晶粒的異常長(zhǎng)大，同時(shí)有利于在燒結(jié)過(guò)程中纖維結(jié)構(gòu)的密實(shí)化。NASA改性處理工藝特點(diǎn)就是改變Sylramic纖維中的微量B元素的分布。Sylramic-iBN改性工藝的主要特點(diǎn)是在含N2氣氛中，在規(guī)定時(shí)間內(nèi)對(duì)SylramicR纖維實(shí)施高溫?zé)崽幚?，引?dǎo)纖維中的過(guò)剩B元素遷移擴(kuò)散到纖維的表面，同時(shí)與氣氛中的N2反應(yīng)在纖維表面形成一層原位BN涂層［11］。B元素的遷移壓縮了粒間過(guò)渡相，SiC晶粒尺寸得到一定程度的長(zhǎng)大，顯著提高了纖維的高溫抗氧化性能、抗高溫蠕變性能和彈性模量，此外，抗拉強(qiáng)度、導(dǎo)電性能與導(dǎo)熱性能等也得到了明顯的改善。形成的BN涂層一方面賦予纖維自身更優(yōu)異的抗高溫氧化性能，另一方面為SiC纖維形成一層抗氧化屏障，同時(shí)還修補(bǔ)了纖維表面的缺陷。圖8采用Auger對(duì)其表面成分的分析結(jié)果也證實(shí)了B元素與N元素在纖維表面的濃度顯著增加。

圖7 NASA法改性前后SiC纖維抗拉強(qiáng)度的比較

圖8 Auger的纖維表面成分分析

為了更進(jìn)一步避免晶粒長(zhǎng)大而增加纖維表面的粗糙度，造成后續(xù)編織工藝對(duì)纖維表面的損傷，NASA這種后處理方式還可以直接對(duì)SiC編織物整體實(shí)施改性工藝，這樣不僅避免后續(xù)工藝對(duì)纖維表面造成新缺陷，而且還可以修補(bǔ)纖維表面存在的缺陷。同時(shí)，經(jīng)過(guò)改性工藝還可以釋放在編織定形工藝中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。NASA后處理工藝大致如下：按批處理的方式，將Sylramic紗筒或其編織制品分批放入高溫爐中，為了保證爐內(nèi)氣氛的純度，在開(kāi)始通入高純度工藝氣體之前，還應(yīng)該對(duì)爐子內(nèi)殘存的雜質(zhì)氣體進(jìn)行必要的清洗程序。接著通入0～0.0283m3/h的恒流量高純N2作為爐氣（純度達(dá)5個(gè)9以上），并開(kāi)始以20℃/min的升溫速率從室溫升溫至1200℃，從1200℃到1500℃采用12℃/min的升溫速率，從1500℃到1800℃采用7℃/min的升溫速率，在1800℃下恒溫1h。然后開(kāi)始冷卻，再以10℃/min的降溫速率從1800℃降溫到600℃，最后在爐中自然冷卻一夜到常溫。如果采用40atm的高壓高純N2用作爐內(nèi)氣氛，可以獲得抗蠕變性能更好的Sylramic-iBN纖維，這可能主要是由于纖維內(nèi)部的B元素清除的更為徹底，或者強(qiáng)化了N對(duì)于晶界摻雜效應(yīng)。此外，增加N2的氣壓，可以增加N2對(duì)于SiC纖維復(fù)雜編織物的內(nèi)部纖維表面的滲透，確保在所有纖維表面形成一層BN保護(hù)層。另外，提高爐氣N2的純度，可以形成更優(yōu)的微觀結(jié)構(gòu)，這種微結(jié)構(gòu)可以優(yōu)化CMC基材的裂紋偏轉(zhuǎn)，提高CMC的斷裂韌性，反之，如果N2純度差，如含有O2，那么纖維表面形成的BN微結(jié)構(gòu)抗磨性差，同時(shí)會(huì)劣化CMC的斷裂韌性。圖9為在空氣中，1400℃高溫下，10h后，纖維在拉應(yīng)力下的蠕變量比較［11］。

圖9 在1400℃高溫下，10Hr后，纖維在拉應(yīng)力下的蠕變量比較

在上述工藝中，用Ar代替N2作為爐內(nèi)氣氛，即可獲得另一種改性型SiC纖維——Sylramic-iC。該改性SiC纖維表面帶有富碳層，一方面提供了纖維表面的保護(hù)涂層，另一方面可增加在非氧化條件下SiC纖維增強(qiáng)CMC制品的綜合性能。不過(guò)，Sylramic-iC纖維一般不宜應(yīng)用于氧化性氣氛環(huán)境。

采用Auger對(duì)處理前后SiC纖維表面成分的對(duì)比分析表明，經(jīng)過(guò)Ar氣中處理的SiC纖維，SiC纖維中的B明顯減少，很可能是由于B遷移到纖維表面后蒸發(fā)或者與C發(fā)生反應(yīng)。而經(jīng)過(guò)N2氣處理的SiC纖維，B遷移到纖維表面后與N2發(fā)生反應(yīng)形成表面BN層，由于B在纖維中含量有限，因此表面BN層的厚度一般只有150nm左右，而且與N2的氣壓無(wú)關(guān)。經(jīng)過(guò)測(cè)試Sylramic-iBN纖維的電阻率，從高于20000Ω/cm降到低于500Ω/cm，導(dǎo)電率提高了40倍左右。可以推定，其熱導(dǎo)率也得到了大幅度的提高。這主要是由于處理后的Sylramic纖維內(nèi)的晶粒增大了，晶粒的邊界也更為清晰。在N2氣中處理的Sylramic-iBN纖維具有比在Ar氣中處理的Sylramic-iC纖維更好的強(qiáng)度，這可能主要是由于Sylramic-iC纖維由于沒(méi)有BN保護(hù)層而導(dǎo)致Si的過(guò)量蒸發(fā)。通過(guò)加大Ar的氣壓至40atm，可以減少Si的蒸發(fā)，相應(yīng)減少了表面富碳層的厚度。

目前Sylramic-iBN纖維的內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)仍然有改進(jìn)的余地，例如，抗高溫蠕變性好的大顆粒晶體，分布不均勻，大部分分布在纖維的表面，纖維的中心區(qū)域存在著較多的空洞與易于蠕變的過(guò)剩炭。NASA改性的SiC纖維（Sylramic-iBN）的最高使用溫度約為1370℃，由其制成的CMC部件的使用溫度約為1315℃。

表1 典型品牌SiC纖維的主要綜合性能及其特點(diǎn)

3.4 典型品牌SiC纖維綜合性能比較

表1為典型品牌SiC纖維的主要綜合性能及其特點(diǎn)。表2為依據(jù)SiC單絲纖維在空氣（或Ar）中蠕變及斷裂數(shù)據(jù)，測(cè)算經(jīng)1000小時(shí)后相應(yīng)SiC纖維達(dá)到1%蠕變的溫度以及達(dá)到纖維斷裂點(diǎn)的上限溫度［12］。圖10為25mm標(biāo)準(zhǔn)長(zhǎng)度在承受500MPa的拉應(yīng)力下經(jīng)1000h后測(cè)算的斷裂上限溫度（Saphikon纖維屬于單晶藍(lán)寶石（Al2O3）纖維）。

圖10 25mm標(biāo)準(zhǔn)長(zhǎng)度SiC纖維在承受500MPa的拉應(yīng)力下經(jīng)1000h后測(cè)算的斷裂上限溫度

表2 典型品牌SiC纖維經(jīng)歷1000hr.s，所受應(yīng)力、蠕變量與溫度關(guān)系

3.5 PCS纖維的交聯(lián)固化工藝

PCS纖維交聯(lián)固化工藝的選擇不僅對(duì)于SiC纖維最終性能有著舉足輕重的影響，而且與SiC纖維的成本也密切相關(guān)。交聯(lián)固化工藝已經(jīng)成為SiC纖維的熱點(diǎn)研發(fā)領(lǐng)域之一。目前SiC原坯纖維交聯(lián)固化工藝主要有：空氣氧化交聯(lián)、化學(xué)氣相交聯(lián)、熱化學(xué)交聯(lián)、高能粒子輻照交聯(lián)以及干法紡絲＋熱交聯(lián)?？諝庋趸宦?lián)由于無(wú)需特別的設(shè)備，因此生產(chǎn)成本較低。不過(guò)，采用這種工藝生產(chǎn)的SiC纖維品質(zhì)一般較低。

除了采用空氣氣氛的氧化交聯(lián)工藝，還可以在臭氧、NO2、NO等氧化性氣氛中實(shí)現(xiàn)SiC原坯纖維的氧化交聯(lián)。目前開(kāi)發(fā)尋找成本更低、更有效的SiC原坯纖維非氧化交聯(lián)固化工藝也是主要的研發(fā)熱點(diǎn)。非氧化交聯(lián)固化的主要工藝有：高能粒子輻照交聯(lián)，化學(xué)氣相固化交聯(lián)法，干法紡絲法，熱化學(xué)交聯(lián)法，化學(xué)反應(yīng)法交聯(lián)，等離子交聯(lián)等。這些交聯(lián)固化工藝可以單獨(dú)使用，有時(shí)也可以兩種方式組合使用。

3.5.1 高能輻照交聯(lián)固化法

顯然，采用高能輻照交聯(lián)可以有效控制SiC纖維內(nèi)的氧元素的含量。目前用于輻照交聯(lián)的高能輻射源主要有：電子束輻射，中子輻射，離子束輻射以及伽馬射線輻射等。為了達(dá)到快速的交聯(lián)固化，一般需要高劑量的輻照量，這也導(dǎo)致了輻照設(shè)備與工藝的昂貴復(fù)雜，此外，采用高能輻射源對(duì)工作環(huán)境的勞動(dòng)防護(hù)也有著特殊的要求。這些方面都限制了高能輻照交聯(lián)工藝的推廣應(yīng)用。目前，在產(chǎn)業(yè)化上采用高能輻照交聯(lián)固化工藝的只有Hi-Nicalon品牌一家，其采用的輻射源為電子束輻射。

3.5.2 化學(xué)氣相交聯(lián)固化法

化學(xué)氣相交聯(lián)是采用氣相反應(yīng)物參與對(duì)SiC原坯纖維的化學(xué)交聯(lián)，從廣義上來(lái)說(shuō)，氧化氣氛中的氧化交聯(lián)工藝也是化學(xué)氣相固化交聯(lián)法的一種。非氧化的化學(xué)氣相交聯(lián)采用的氣相反應(yīng)物可以是環(huán)乙烯、1-辛炔、1-己炔等不飽和碳?xì)浠衔铮?3～15］，也可以是CCl4、C6H5Cl等鹵代碳?xì)浠衔铩?/p>

最近，也有文獻(xiàn)報(bào)道采用碘蒸氣的交聯(lián)固化工藝［16］，這種固化工藝的特點(diǎn)是工期短，僅需1h左右，工藝溫度低，僅為100℃左右。氣相碘在原坯纖維表面吸附的同時(shí)向纖維內(nèi)部滲透擴(kuò)散，快速誘導(dǎo)原坯纖維內(nèi)的Si-H，C-H，Si-Si的化學(xué)鍵斷裂，其中，以Si-H的斷裂為主。同時(shí)重組成交聯(lián)網(wǎng)絡(luò)化學(xué)鍵，如 Si-O-Si，Si-C，C=C，從而形成熱固性纖維。不過(guò)，當(dāng)?shù)庹魵饨宦?lián)固化在空氣中進(jìn)行時(shí)，其纖維表面還會(huì)結(jié)合較多氧，形成Si-O-Si鍵。為了防止該固化工藝中氧的攝入，本工藝一般在惰性氣氛中進(jìn)行。

此外，道康寧公司也報(bào)道了采用BCl3及NH3來(lái)對(duì)原坯纖維進(jìn)行交聯(lián)固化處理，不過(guò)該固化工藝需要15h的長(zhǎng)時(shí)間反應(yīng)過(guò)程［17］。

3.5.3 熱化學(xué)交聯(lián)固化法

PCS纖維在升溫過(guò)程中，其內(nèi)部高聚分子會(huì)產(chǎn)生自交聯(lián)。自交聯(lián)溫度一般在PCS熔點(diǎn)以下40～60℃［18］。為了控制氧元素的攝入，該過(guò)程一般在惰性氣體保護(hù)下進(jìn)行。不過(guò)，僅依靠升溫實(shí)現(xiàn)的自交聯(lián)的程度一般不高，難以完全滿足后續(xù)工藝的要求，因此通常可以采用以下兩種輔助的方法來(lái)實(shí)現(xiàn)更高的交聯(lián)固化程度：1）引入少量的氧元素，來(lái)增加交聯(lián)固化程度；2）選擇合適的催化劑來(lái)實(shí)現(xiàn)催化＋熱化學(xué)交聯(lián)。采用催化劑的催化熱交聯(lián)反應(yīng)可以實(shí)現(xiàn)PCS纖維內(nèi)部整體均勻的固化，從而避免了空氣氧化交聯(lián)形成由表及里的梯度式交聯(lián)固化結(jié)構(gòu)形式。梯度化不均勻固化結(jié)構(gòu)在纖維熱裂解及燒結(jié)過(guò)程中，容易造成PCS纖維在無(wú)機(jī)化過(guò)程中的不同步：纖維表面首先完成無(wú)機(jī)化，滯后的纖維內(nèi)部無(wú)機(jī)化過(guò)程中產(chǎn)生的內(nèi)部氣壓更容易給纖維帶來(lái)缺陷。

美國(guó)通用電氣GE公司在專利US2012237765中介紹了一種低成本的低溫?zé)峄瘜W(xué)交聯(lián)固化的方法，可大幅降低SiC纖維的制造成本［19］。

3.5.4 干法紡絲固化法

干法紡絲工藝也可以直接將交聯(lián)后的先驅(qū)共聚物有機(jī)溶液制成不熔的先驅(qū)體原坯纖維，例如，對(duì)先驅(qū)體聚合物的預(yù)先縮聚交聯(lián)，生成已經(jīng)交聯(lián)的聚硅烷（PS）與聚碳硅烷（PCS）共聚物（PPC），再將不熔的PPC用合適的有機(jī)溶劑均勻調(diào)制到合適的濃度與合適的流變特性，以滿足干法紡絲。全部工序需在惰性氣氛（Ar或N2）保護(hù)下進(jìn)行，以避免氧的侵入。此外，還可以直接合成不需要固化處理的高分子量的PCS（平均分子量5K～10K），并選用合適的溶劑來(lái)調(diào)制到合適粘度，再經(jīng)過(guò)干紡工藝制備PCS纖維，該P(yáng)CS纖維也不需要另外的交聯(lián)固化工序，可以直接按一定的升溫曲線加熱到熱裂解溫度燒結(jié)成SiC纖維。不過(guò)，該合成工藝條件非?？量虖?fù)雜［20-22］。

3.6 SiC纖維在我國(guó)發(fā)展

上世紀(jì)七十年代末，我國(guó)開(kāi)始進(jìn)行先驅(qū)體法SiC纖維的研發(fā)工作。以馮春祥教授為主的國(guó)防科技大學(xué)研發(fā)團(tuán)隊(duì)在九十年代初率先在國(guó)內(nèi)建成了第一條連續(xù)碳化硅纖維實(shí)驗(yàn)生產(chǎn)線。2005年江蘇賽力菲陶纖有限公司建成了首條500孔纖維大絲束SiC纖維商品化生產(chǎn)線。目前我國(guó)已經(jīng)基本掌握了先驅(qū)體的合成、纖維連續(xù)成形、低氧含量不熔化固化處理以及熱裂解和燒結(jié)工藝等核心技術(shù)，同時(shí)也基本掌握了影響纖維性能及其穩(wěn)定性的關(guān)鍵因素和環(huán)節(jié)［23］，并開(kāi)發(fā)了關(guān)鍵裝備，打破了日美等國(guó)長(zhǎng)期以來(lái)對(duì)該類材料的技術(shù)封鎖和產(chǎn)品壟斷。目前生產(chǎn)規(guī)模已達(dá)到十噸級(jí)。2016年寧波眾興新材料科技有限公司也與國(guó)防科技大學(xué)合作籌建十噸級(jí)規(guī)模的第二代SiC纖維生產(chǎn)線。此外，廈門大學(xué)也開(kāi)發(fā)了采用電子束輻射和熱化學(xué)交聯(lián)的方式，實(shí)現(xiàn)了SiC原絲纖維的非氧固化交聯(lián)［24］，并經(jīng)過(guò)高溫裂解及燒成制得低氧含量SiC纖維，其成品SiC纖維性能接近日本同類產(chǎn)品水平。同時(shí)在國(guó)內(nèi)首先建立了實(shí)驗(yàn)型SiC纖維制造設(shè)備以及SiC纖維性能檢測(cè)平臺(tái)。

總之，我國(guó)目前產(chǎn)業(yè)化水平的先驅(qū)體法SiC纖維基本上接近國(guó)外第二代SiC纖維的品質(zhì)，并具備了SiC（f）/SiC陶瓷復(fù)合材料構(gòu)件研制和小批量生產(chǎn)能力。據(jù)《中國(guó)航天報(bào)》2014年5月的報(bào)道，中國(guó)航天科技集團(tuán)公司六院11所研制生產(chǎn)的陶瓷基復(fù)合材料噴管首次參加地面試車，順利通過(guò)了發(fā)動(dòng)機(jī)方案驗(yàn)證。

高性能SiC纖維作為敏感的高科技材料，發(fā)達(dá)國(guó)家對(duì)我國(guó)實(shí)施嚴(yán)密的技術(shù)封鎖及商業(yè)禁運(yùn)。盡管我國(guó)先驅(qū)體法SiC纖維無(wú)論在研發(fā)還是產(chǎn)業(yè)化都取得了長(zhǎng)足進(jìn)步，但是與國(guó)際先進(jìn)水平相比還存在較大差距：研發(fā)工作基本處于跟蹤階段，自主技術(shù)創(chuàng)新研究尚處于起步階段，在纖維連續(xù)生產(chǎn)以及性能穩(wěn)定性方面還存在些問(wèn)題。同時(shí)在SiC纖維陶瓷基復(fù)合材料的工程應(yīng)用方面也與西方發(fā)達(dá)國(guó)家存在明顯差距。

3.7 SiC纖維的發(fā)展展望

由于居高的成本，目前SiC纖維基本上主要應(yīng)用在航天，航空等高端領(lǐng)域，今后如何降低SiC纖維的成本、完善生產(chǎn)工藝、尋找新的工藝路線和非氧化交聯(lián)固化方式［25］是今后SiC纖維的主要發(fā)展方向。先驅(qū)體法SiC纖維研發(fā)方向主要集中在以下幾點(diǎn)：（1）尋找開(kāi)發(fā)新的先驅(qū)體聚合物，以便簡(jiǎn)化各道工藝流程，降低SiC纖維的成本。（2）對(duì)現(xiàn)有SiC纖維生產(chǎn)工藝進(jìn)行優(yōu)化、完善。（3）進(jìn)一步升級(jí)SiC纖維的綜合性能，尋找性能更優(yōu)的SiC纖維。

盡管目前第三代的SiC纖維在1650℃以上的高溫下仍然具有較好的熱穩(wěn)定性，但是在高溫及應(yīng)力負(fù)荷的共同作用下，纖維內(nèi)部晶粒之間的相互滑移會(huì)導(dǎo)致高溫蠕變及缺陷的加速形成。因此其實(shí)際使用溫度就要比1650℃低得多。如果要進(jìn)一步提高其使用溫度，提高其高溫抗蠕變能力，必須進(jìn)一步調(diào)整與完善纖維內(nèi)部的微觀結(jié)構(gòu)：提高晶粒尺寸及其均勻性，減少微孔缺陷，同時(shí)提高晶粒邊界過(guò)渡相的粘稠性。通過(guò)其微觀結(jié)構(gòu)的完善，SiC纖維增強(qiáng)CMC部件的使用溫度有望提高到1480℃以上。此外，晶粒尺寸的提高，會(huì)提高纖維表面的粗糙度，從而引起后續(xù)編織工藝中纖維相互磨損而產(chǎn)生的損傷缺陷，為了避免這樣的現(xiàn)象，可以考慮調(diào)整工藝：首先編織成所需的形狀，再進(jìn)行纖維晶粒增大的后處理工藝。

目前SiC纖維的常溫抗拉強(qiáng)度基本上停留在3GPa左右，與第一代SiC纖維相比，沒(méi)有明顯的提高。對(duì)照炭纖維的強(qiáng)度從第一代的3GPa，通過(guò)有效減少纖維缺陷，到最新一代的炭纖維強(qiáng)度已達(dá)7GPa，增加了一倍多。SiC單晶纖維（晶須）的平均抗拉強(qiáng)度可達(dá)8.4GPa，最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到23GPa，平均彈性模量可達(dá) 581GPa［26］，密度為 3.2g/cm3。因此多晶SiC纖維性能通過(guò)開(kāi)發(fā)新工藝與優(yōu)化完善現(xiàn)有的工藝路線，還有較大的提升空間。因此，SiC纖維今后發(fā)展的主要目標(biāo)之一也是有效減少纖維的缺陷，進(jìn)一步改善SiC纖維的綜合性能，使其接近其理論性能參數(shù)。實(shí)踐表明，缺陷愈少，缺陷尺寸愈小，纖維強(qiáng)度愈高。

SiC本身屬于半導(dǎo)體材料，具有可控的電磁性能，因此可以通過(guò)對(duì)SiC纖維成分的適當(dāng)摻雜改性，獲得很好的吸波性能，實(shí)現(xiàn)對(duì)雷達(dá)的隱身，如通過(guò)在PCS中引入高居里溫度的Co元素，可以提高SiC纖維的高溫雷達(dá)隱身性能［27］。同時(shí)也可以對(duì)纖維表面進(jìn)行表面涂層處理以及改變SiC截面的形狀，來(lái)增強(qiáng)其復(fù)合材料的吸波性能［28］。

此外，抗氧化的保護(hù)涂層，不僅可以提高纖維的抗氧化能力，而且也彌補(bǔ)影響纖維強(qiáng)度的表面缺陷，同時(shí)提高了纖維表面的光滑平整度，以防止后續(xù)復(fù)雜的紡織工序引起纖維之間磨損缺陷而導(dǎo)致纖維強(qiáng)度的下降。

4 SiC纖維主要工程應(yīng)用進(jìn)展

上世紀(jì)80年代，歐洲航空制造巨頭——法國(guó)賽峰率先研發(fā)成功了SiC（f）/SiC陶瓷基復(fù)合材料，并開(kāi)始應(yīng)用于M88-2發(fā)動(dòng)機(jī)和F100型發(fā)動(dòng)機(jī)。2015年法國(guó)賽峰集團(tuán)設(shè)計(jì)的陶瓷基復(fù)合材料（CMC）尾噴口成功應(yīng)用于CFM56-5B發(fā)動(dòng)機(jī)上，并完成了首次商業(yè)飛行。

同樣，美國(guó)GE公司經(jīng)過(guò)20多年在CMCs材料領(lǐng)域的耕耘，最近在CMC大規(guī)模應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用領(lǐng)域方面也取得突破性進(jìn)展。目前在波音777X上的GE新一代發(fā)動(dòng)機(jī)GE9X的燃燒室以及高壓渦輪部分均設(shè)計(jì)采用CMCs部件，有望在2020年投入使用。此外，GE目前也正在將CMC部件整合到軍用發(fā)動(dòng)機(jī)上，如陸軍的GE3000，并準(zhǔn)備對(duì)服役的直升機(jī)T700發(fā)動(dòng)機(jī)進(jìn)行升級(jí)評(píng)估。這些發(fā)動(dòng)機(jī)熱段CMC部件的使用可以優(yōu)化燃料效率與功率重量比，同時(shí)實(shí)現(xiàn)更低維修成本。

2016年GE公司在美國(guó)Alabama州Huntsville首建了SiC纖維增強(qiáng)陶瓷復(fù)合材料的規(guī)模化制造中心。該中心綜合體建筑內(nèi)包含兩個(gè)工廠，其中一個(gè)是生產(chǎn)SiC纖維材料的上游工廠，另一家為生產(chǎn)半成品纖維陶瓷基復(fù)合材料（CMC）的工廠（該半成品用作GE航空在N.C.Asheville的CMC成品工廠的原料）。該SiC纖維廠為GE與NGS公司以及法國(guó)賽峰三家公司的合資工廠。另外，美國(guó)空軍研究實(shí)驗(yàn)室Title III辦公室也提供了兩千多萬(wàn)美金的基金支持，用于該SiC纖維合資工廠的建設(shè)。該工廠的關(guān)鍵SiC纖維生產(chǎn)工藝基本照搬了NGS公司在日本的Nicalon系列SiC纖維生產(chǎn)線，目前該SiC纖維使用溫度可達(dá)1315℃。該中心建成后可以大量生產(chǎn)CMCs部件，用于GE新一代噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)以及陸基氣體透平的高溫部位。預(yù)計(jì)2018年中期，將開(kāi)始供應(yīng)首批CMC部件。

SiC纖維屬于 SiC（f）/SiC陶瓷復(fù)合材料（CMCs）上游的基礎(chǔ)材料，也是 SiC（f）/SiC 的關(guān)鍵材料。SiC纖維的發(fā)展已經(jīng)開(kāi)始引領(lǐng)新一代航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)革新。航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和降低燃料消耗需要進(jìn)一步提高發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪進(jìn)口溫度，但是這一要求受到發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件材料最高使用溫度的制約。航空、航天用的高溫發(fā)動(dòng)機(jī)采用的高溫合金材料最高使用溫度僅為1150℃左右，密度為CMCs的3倍左右。采用SiC纖維增強(qiáng)CMCs，不僅可以減少部件重量，而且可以大大降低部件對(duì)冷卻空氣的要求，由此也減少了燃料的消耗以及有害廢氣的排放，提高了發(fā)動(dòng)機(jī)的性能、耐用性和經(jīng)濟(jì)性。

目前SiC（f）/SiC陶瓷復(fù)合材料可以應(yīng)用于航空領(lǐng)域的部位主要有發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室內(nèi)襯、燃燒室筒、噴口導(dǎo)流葉片、機(jī)翼前緣、渦輪葉片和渦輪罩環(huán)等?；谙纫缀箅y，先中溫再高溫，先靜止件后轉(zhuǎn)動(dòng)件的替代思路，其替代順序過(guò)程一般從尾噴管調(diào)節(jié)片/密封片和內(nèi)椎體，到火焰筒、火焰穩(wěn)定器及渦輪外環(huán)、導(dǎo)向葉片，最后到渦輪轉(zhuǎn)子和渦輪葉片等。另外，目前對(duì)于SiC纖維用于核電領(lǐng)域，代替高溫合金也有很大的預(yù)期。例如，由于SiC陶瓷具有很好的抗輻照及抗腐蝕能力，因此SiCf-SiC陶瓷復(fù)合材料有望代替原來(lái)的鋯合金材料用于核燃料的包殼管，以提高核電站的安全性［29］。