齊 哲, 郎旭東, 趙春玲, 楊金華, 劉 虎, 陸子龍,王雅娜, 焦 健*

（1．中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進復合材料國防科技重點實驗室，北京 100095；2．中國航發(fā)湖南動力機械研究所，湖南 株洲 412002；3．中國航發(fā)北京航空材料研究院 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095）

連續(xù)SiC纖維增韌的SiC基復合材料（SiC/SiC復合材料）是以連續(xù)束絲SiC纖維為增韌體、氮化硼（BN）或熱解碳（PyC）等為界面層，熔融滲硅（MI）、化學氣相滲透（CVI）、先驅(qū)體浸漬裂解（PIP）等工藝制備的SiC為基體的新型復合材料，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(shù)等一系列優(yōu)異特征，在航空發(fā)動機[1-2]和燃氣輪機熱端材料[3]、核燃料包殼管[4]等方面擁有廣泛的應用前景[5]。美國GE航空的HiPerCompTMSiC/SiC復合材料已應用于LEAP系列發(fā)動機的高壓渦輪外環(huán)[6]；根據(jù)GE官網(wǎng)的報道，2020年取得FAA認證的GE9X發(fā)動機更采用了一級高壓渦輪外環(huán)、一級和二級高壓渦輪噴嘴以及燃燒室內(nèi)環(huán)和外環(huán)等五種SiC/SiC復合材料構件。

材料的失效類型主要包括斷裂、腐蝕和磨損等。SiC/SiC復合材料的失效主要表現(xiàn)為在載荷、高溫、異物沖擊、氧化、摩擦等單因素或多因素作用下發(fā)生的斷裂、腐蝕和磨損。SiC/SiC復合材料具有多種組分，每種組分相比SiC或六方氮化硼（h-BN）等純陶瓷材料有很大的不同，不同組分可以多種方式組成復合材料[7]，因此SiC/SiC復合材料具有因材料組成和制備工藝而異的失效行為。同時，SiC/SiC復合材料的服役環(huán)境十分復雜，已開展了很多高溫水氧或燃氣環(huán)境下的長時力學實驗，研究SiC/SiC復合材料在力、熱、水、氧以及高速氣流等綜合作用下的損傷演化和失效機理，以達到監(jiān)測SiC/SiC復合材料性能衰減并預測其剩余服役壽命的目的[8-9]。由于SiC/SiC復合材料磨損失效行為的專門研究還比較少，本文重點討論SiC/SiC復合材料的斷裂失效和腐蝕失效。

1 SiC/SiC復合材料斷裂失效行為

在SiC/SiC復合材料的組分中，束絲SiC纖維承擔主要的拉伸和彎曲載荷；基體承擔部分載荷并提供抗氧化保護；界面層保護纖維并調(diào)節(jié)纖維和基體的結合強度，使復合材料表現(xiàn)出一定的“假塑性”斷裂模式，是復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(zhuǎn)、纖維脫粘/滑移、纖維橋聯(lián)和纖維拔出等，如圖1所示。

1.1 SiC/SiC復合材料拉伸和壓縮斷裂行為

SiC/SiC復合材料從損傷發(fā)生到最終破壞主要經(jīng)歷基體橫向開裂、層間開裂、纖維束與基體分離、纖維束內(nèi)基體開裂、纖維斷裂與拔出等損傷模式。裂紋萌生、擴展直至發(fā)生破壞的方式同纖維預制體結構或鋪層方式、界面層的類型及其與纖維和基體的結合強度、基體缺陷等密切相關。表面和界面缺陷、內(nèi)容物和孔洞、人工狹縫或缺口尖端、編織結節(jié)等應力集中部位容易成為裂紋萌生點，如圖2所示。由于缺陷的廣泛存在，基體裂紋往往在比例極限以下即可發(fā)生；但是在很低應力水平下發(fā)生的基體裂紋并不一定直接影響材料的性能。

圖1 SiC/SiC復合材料增韌機制Fig. 1 Toughening mechanism of SiC/SiC composites

圖2 SiC/SiC復合材料的典型裂紋萌生位置 （a）表界面缺陷；（b）內(nèi)容物和孔洞；（c）人工開口尖端；（d）編織結節(jié)Fig. 2 Typical crack initiation locations of SiC/SiC composites （a）defects of surface or interface；（b）inclusions and pores；（c）tips of artificial notches；（d）woven knots

纖維預制體結構或鋪層方式是SiC/SiC復合材料的裂紋萌生和損傷模式的決定因素之一。單向SiC/SiC復合材料的初始拉伸裂紋為橫向基體裂紋[10]。2D SiC/SiC復合材料的初始裂紋則為沿緯向纖維的“隧道”裂紋[11-12]。針對美國GE公司的HiPerCompTMSiC/SiC復合材料的原位CT、聲發(fā)射和電阻監(jiān)測研究表明，單向復合材料在拉伸載荷作用下橫向基體裂紋處的纖維所受應力最大，大部分纖維斷裂都在距裂紋100 μm之內(nèi)發(fā)生[13]；[0°/90°]2S樣品由于緯向纖維裂紋源的存在，在較低載荷下即有裂紋在中間90°層基體中萌生，首先在90°層中達到飽和[14]，但是在最初的破壞階段只有少數(shù)纖維斷裂，而單向樣品盡管在更大載荷下才產(chǎn)生基體裂紋，但是纖維斷裂很快隨之發(fā)生[15]。數(shù)字圖像相關（DIC）發(fā)現(xiàn)不同的纖維編織和鋪層方式也會帶來一些特殊效應。如2D編織SiC/SiC復合材料管材被拉伸時有織物效應，即束絲會沿著拉伸方向重排[16]；采用 ± 15°/ ± 30°/ ± 60°/ ± 75°鋪層的NITE工藝SiC/SiC復合材料，損傷模式同纖維方向相關，< 30°以拉伸斷裂為主，> 60°以脫粘為主[17]。

界面層的類型、界面層與纖維和基體的結合強度對SiC/SiC復合材料的斷裂行為有重要影響。Rebillat等[18]制備的單層高結晶度和單層低結晶度BN界面層的SiC/SiC復合材料的纖維拔出效果均不如采用PyC界面層的SiC/SiC復合材料明顯，裂紋不能在BN界面層內(nèi)部發(fā)生偏轉(zhuǎn)，只有使用雙層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(zhuǎn)效應。Zhao等[19-20]對比PyC和碳納米管界面層的SiC/SiC復合材料，盡管二者的裂紋均起源于試樣人工狹縫尖端附近，但是隨著載荷增加，采用PyC界面層的材料，裂紋沿纖維-基體界面擴展，初始裂紋很快被阻止，在最終斷裂的試樣上出現(xiàn)大量的二次裂紋與微裂紋，表現(xiàn)出假塑性斷裂行為；采用碳納米管界面層的材料，裂紋沿加載方向迅速擴展，直接穿過纖維成為引起破壞的主裂紋，表現(xiàn)出脆性斷裂特征。Droillard等[21]分別采用表面狀態(tài)不同的Nicalon纖維制備SiC/SiC復合材料，纖維與界面層結合力強時拉伸強度明顯提高。Morscher等[22]對比了CVI SiC基體和SiC-B4C基體的復合材料，發(fā)現(xiàn)前者的基體與PyC界面層的剪切應力遠小于后者，在拉伸加載下，后者的基體裂紋數(shù)量幾乎是前者的兩倍，但是前者的裂紋開度卻比后者高一個數(shù)量級。

基體缺陷的尖端由于應力集中，可能成為裂紋的萌生點。MI基體的制備中，殘余液態(tài)硅凝固時體積膨脹11%。HiPerCompTM基體硅含量約20%，Wing等[23]采用拉曼光譜檢測到硅相有2.4～3.1 GPa的壓縮應力，而SiC相有0.24～0.75 GPa的拉伸應力，應力在位置上呈正態(tài)分布。Thornton等[24]發(fā)現(xiàn)該類材料的硅內(nèi)容物同表面缺陷一樣，都是裂紋萌生點。退火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[14]。試樣上如有表面缺陷，則其尖端容易成為裂紋萌生的部位，而人們也往往采用人工開口等方式使裂紋萌生于可預測的區(qū)域以便于觀測。Maillet等[15]研究了單邊開口和未開口的[0°/90°]2SHiPerCompTMSiC/SiC復合材料拉伸斷裂行為。開口樣品基體裂紋萌生于開口尖端中間的90°層，沿厚度和寬度方向擴展，長至1 mm時才發(fā)生纖維斷裂。未開口[0°/90°]2S樣品，裂紋也萌生于中間的90°層基體，在最初的破壞階段即有少數(shù)纖維斷裂。Whitlow等[25]結合聲發(fā)射和DIC方法發(fā)現(xiàn)，HiPerCompTM材料拉伸破壞的主基體裂紋來自局部孔隙。材料孔隙的分布與初始裂紋分布是一致的，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復合材料的斷裂模式也有重要影響。Wang等[26]研究2D SiC/SiC復合材料的面內(nèi)壓縮失效模式，動態(tài)條件下，斷裂面與加載方向成較大角度，纖維斷裂時未脫粘，剪切變形為主要失效機制；準靜態(tài)條件下，斷裂面與加載方向成較小角度，纖維脫粘及纖維束屈曲現(xiàn)象明顯，分層為主要失效機制。高溫可能帶來界面性質(zhì)的改變，Bale等[27]研究了室溫和1750 ℃惰性條件下單束SiC/SiC復合材料的斷裂行為，發(fā)現(xiàn)1750 ℃下的摩擦應力僅約為25 ℃下的20%，纖維滑移長度及橫向裂紋的間距都顯著增大，作者將其歸因于熱膨脹系數(shù)不匹配引起的殘余應力變化或BN界面層剪切性質(zhì)的改變。加熱方式對SiC/SiC復合材料的失效模式產(chǎn)生影響也有較多研究。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有明顯不同。Whitlow等[28]在激光單面加熱和高溫爐等溫加熱條件下進行HiPerCompTM材料的高溫軸向拉伸，結果表明，單面加熱條件下試樣發(fā)生分層，而在等溫條件下則沒有分層現(xiàn)象。

1.2 SiC/SiC復合材料在異物沖擊下的退化和失效行為

SiC/SiC復合材料在使用過程中受到砂石、金屬等異物沖擊可能導致表面損傷、產(chǎn)生裂紋甚至被擊穿，這與材料本身的結構和性能、異物沖擊的速率等因素密切相關。SiC/SiC復合材料的異物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[29]和Bhatt等[30]評估了料漿澆注-熔滲（slurry cast-MI）工藝SiC/SiC復合材料抗1.59 mm鋼球沖擊的能力，室溫及1316 ℃空氣環(huán)境實驗表現(xiàn)出了相似的破壞機制。當沖擊速率為115 m/s時，材料未表現(xiàn)出明顯的內(nèi)部損傷，力學性能也未發(fā)生衰減。隨著沖擊速率的增加，內(nèi)部損傷加劇并且力學性能開始衰減。當速率 > 300 m/s時，鋼球能夠擊穿材料，材料的強度保留率約為50%。主要的內(nèi)部損傷類型包括分層、纖維斷裂及基體剪切斷裂。背面僅有部分支撐的樣品，除發(fā)生前面接觸損傷，還發(fā)生背面應力損傷，受到的破壞比具有背面具有全部支撐的樣品更嚴重。Presby等[31]表征并模擬了沖擊速率340 m/s的1.59 mm鋼球?qū)ζ矫婧颓鍹I SiC/SiC復合材料的損傷。結果表明，平板件的損傷要比曲面形件嚴重得多，平板件最大的損傷發(fā)生在背面，而曲面形件最大的損傷在前面。Kedir等[32]評估了9種SiC/SiC復合材料室溫下受到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、基體硬度及彈性模量。Presby等[33]研究了沖擊速率350 m/s的1.59 mm碳化鎢（WC）顆粒對3D SiC/SiC復合材料造成的損傷，結果表明，正交聯(lián)鎖樣品相對多層聯(lián)鎖和角聯(lián)鎖樣品耐沖擊能力更強。

1.3 SiC/SiC復合材料疲勞失效行為

疲勞是指材料在循環(huán)載荷的作用下失效的現(xiàn)象，而這一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。作為一種工程上應用的熱結構材料，SiC/SiC復合材料在服役過程中將不可避免地承受循環(huán)載荷的作用并產(chǎn)生損傷累積，當累積的疲勞損傷達到一定程度后將會導致突然斷裂失效，給安全使用帶來嚴重威脅。已有研究表明，SiC/SiC復合材料的疲勞性能受多種因素的影響，如基體類型、零件孔結構、測試條件和環(huán)境因素等，并表現(xiàn)出不同的疲勞失效機制。

1.3.1 材料組成的影響

致密的基體可以更有效地抵御氧氣和水蒸氣等對界面層和纖維的侵蝕，為SiC/SiC復合材料帶來較高的疲勞極限。Kim等[34]研究了料漿澆注-熔滲工藝制備的孔隙率約為8%的SiC/SiC復合材料及預浸料-熔滲（prepreg-MI）工藝制備的孔隙率 <1%的SiC/SiC復合材料在燃氣環(huán)境下的疲勞行為，發(fā)現(xiàn)后者更不易發(fā)生氧化，疲勞極限更高。

在基體中引入自愈合相也可以提高SiC/SiC復合材料的疲勞極限。Ruggles-Wrenn等[35-36]研究發(fā)現(xiàn)，對于由CVI工藝和MI工藝制備的純SiC基復合材料，在卸載的過程中，氧化反應產(chǎn)生的氣體從基體中釋放出來，在重新加載時，氧化物則再次通過基體裂紋進入材料內(nèi)部，氧化造成的基體裂紋增長是材料壽命限制機制。相反，由CVI工藝制備的具有多層交替結構的SiC-B4C自愈合基體，能夠捕捉氧并與之反應生成可流動的氧化相從而使基體裂紋愈合，能夠有效阻止纖維和界面的進一步退化，該基體類型材料的疲勞破壞主要取決于纖維。

SiC/SiC復合材料零件的孔結構也會引起疲勞性能的變化。Zhang等[37]研究了帶有氣膜冷卻孔的3D編織SiC/SiC 復合材料在1350 ℃空氣中的疲勞性能，孔分布分別按矩形排列和三角形排列設計，單孔直徑均為0.5 mm。實驗發(fā)現(xiàn)冷卻孔幾乎不影響材料的極限拉伸強度，但是疲勞壽命卻隨著冷卻孔數(shù)量的增加而下降，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；孔分布呈三角形排列的試樣疲勞性能最低，其斷面上大多數(shù)纖維發(fā)生氧化并脆化，原因是該排列方式影響了基體裂紋的形成和擴展。

1.3.2 測試條件的影響

應力水平、加載頻率和實驗溫度等均會影響疲勞失效機制。Luo等[38]揭示了高溫空氣環(huán)境中不同應力水平下PIP SiC/SiC的疲勞破壞機制。在應力高于比例極限時，基體中快速萌生的裂紋導致彈性模量迅速下降，然后纖維承擔了大量載荷；在應力低于疲勞極限時，基體中產(chǎn)生的橫向裂紋是主要疲勞損傷機制，測試過程中，彈性模量幾乎保持不變，基體承載了主要載荷；當應力水平位于疲勞極限和比例極限之間時，則由基體和纖維共同承載。Ruggles-Wrenn等[39]發(fā)現(xiàn)，1200 ℃空氣環(huán)境中CVI SiC/SiC復合材料疲勞極限隨著加載頻率的增大而降低。Ikarashi等[40]對正交3D編織SiC/SiC的研究發(fā)現(xiàn)，在1100 ℃空氣環(huán)境中，氧化引起的界面剪切強度大幅下降是造成疲勞失效的原因。Bertrand等[9]研究了燃氣環(huán)境中實驗溫度對SiC/SiC復合材料疲勞性能的影響：隨著溫度的升高，材料的疲勞性能逐漸衰減，在1250 ℃和1350 ℃下，施加應力分別為125 MPa、90 MPa時，疲勞壽命均能超過25 h（90000次循環(huán)）；而在1480 ℃下，由于氧化和腐蝕過于強烈，造成試樣出現(xiàn)大量消耗，即使未施加任何載荷，其壽命也僅有16.7 h。

1.3.3 環(huán)境因素的影響

環(huán)境因素同樣影響著SiC/SiC復合材料的疲勞性能，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[39]的研究顯示，SiC/SiC復合材料在水蒸氣氧化條件下會形成大量的玻璃相，導致氧化區(qū)域更大，氧化脆化現(xiàn)象更明顯。Kim等[41]的研究表明，在相同應力水平下，燃氣熱沖擊環(huán)境SiC/SiC復合材料試樣的疲勞壽命比高溫爐中的約低一個數(shù)量級。這是因為燃燒火焰導致試樣加熱的正面產(chǎn)生了壓縮應力，背面產(chǎn)生了更高的拉伸應力，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閾值，所形成的基體裂紋成為氧化物的擴散通道；同時燃氣中含有大量的水蒸氣，加速了BN界面層的氧化，使材料性能快速退化。

1.4 SiC/SiC復合材料蠕變失效行為

SiC/SiC復合材料用于高溫部件時必須充分考慮其蠕變性能，以防止高溫服役過程中材料在部件預期壽命內(nèi)出現(xiàn)過度變形或提前失效[42]，與疲勞性能一樣，影響SiC/SiC復合材料蠕變性能的因素同樣有材料組成、實驗條件、環(huán)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影響，以抗蠕變性能更好的Hi-Nicalon纖維制備的SiC/SiC復合材料比Nicalon纖維制備的具有更長的蠕變斷裂壽命[43]；Morscher等[44-45]研究了不同牌號纖維增強的MI SiC/SiC復合材料在1200 ℃和1315 ℃空氣中的抗蠕變性能，發(fā)現(xiàn)材料的抗蠕變性與增強纖維的抗蠕變性優(yōu)劣趨勢保持一致，即從優(yōu)到劣依次是Sylramic-iBN、Hi-Nicalon S、Tyranno SA、Tyranno ZMI纖維增強的材料[46]。Morscher[47]研究了不同纖維編織結構的MI SiC/SiC復合材料的拉伸蠕變行為，實驗發(fā)現(xiàn)拉伸方向上軸向纖維體積分數(shù)越高，材料蠕變斷裂強度越高。

1.4.2 測試條件的影響

SiC/SiC復合材料的蠕變性能往往隨著測試溫度和應力水平增加而下降。研究發(fā)現(xiàn)[48-49]隨著溫度和應力的不斷增加，2D SiC/SiC復合材料的蠕變斷裂時間縮短，穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大；基體開裂、界面脫粘和纖維蠕變成為材料蠕變損傷的主要模式。SiC纖維的微觀結構穩(wěn)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，結晶度提高，材料抗蠕變性能急劇下降。Racle等[50]的持久實驗載荷在0到最大值之間循環(huán)，最大值在18%～84%極限拉伸強度之間，每106次循環(huán)增加6%。循環(huán)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(huán)境因素的影響

環(huán)境中的氧氣對SiC/SiC復合材料持久壽命具有顯著的影響，真空和純凈惰性氣氛下的持久壽命明顯優(yōu)于空氣或其他含氧氣氛下的持久壽命。Morscher等[51]對比研究了SiC/SiC復合材料在空氣、氬氣氣氛以及真空三種不同環(huán)境下的持久壽命，發(fā)現(xiàn)在1204 ℃下，當施加應力為220 MPa時，空氣和氬氣環(huán)境下的持久壽命為17～154 h，而真空條件下則超過了500 h；當應力繼續(xù)增加至248 MPa時，空氣氣氛中的持久壽命降至0.5～3.5 h，而真空條件下的是188～469 h。進一步分析發(fā)現(xiàn)，氬氣氛中含有的微量氧氣（體積分數(shù)0.002%）使基體開裂處纖維、界面層以及基體發(fā)生氧化，進而導致了纖維-纖維之間和/或纖維-基體之間的強界面結合，使得材料的失效時間降低至與空氣環(huán)境下相當?shù)乃?。對于在真空中測試的試樣，在斷面上未觀察到明顯的氧化跡象，BN界面層一直存在，并且在纖維/界面層之間或界面層/基體之間可觀察到明顯的剝離和纖維拔出。Godin等[52]的研究表明，在載荷高于基體開裂水平的中高溫持久實驗中，持續(xù)加載考核的主要是空氣氧化的影響。斷裂時間隨加載應力的提高而變短，并遵循傳統(tǒng)的指數(shù)定律：

式中：t是實驗壽命；σ是加載應力；A0和n是材料和環(huán)境相關常數(shù)；T是溫度；R= 8.314 J?mol–1?K–1為理想氣體常數(shù)；Ea為斷裂現(xiàn)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。中溫和高應力時，SiC/SiC復合材料持久壽命長于纖維，這是因為在這一應力區(qū)間，纖維的裂紋擴展受氧氣擴散控制。SiC/SiC復合材料中到達纖維表面的氧氣在一定程度上被自愈合基體和界面層消耗。多名學者用聲發(fā)射技術監(jiān)測了SiC/SiC復合材料中溫空氣環(huán)境的持久實驗，也發(fā)現(xiàn)了彈性能的釋放遵循一個先加速后減緩至最低值，至失效前再次突然加速的指數(shù)規(guī)律。這可能是因為纖維的裂紋擴展和氧化較慢，其失效與基體相比，有延遲效應[53]。Momon等[54]用聲發(fā)射研究了SiCf/SiBC復合材料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，彈性能的釋放速度最慢，而最終破壞前釋放彈性能的速度會逐漸加快，發(fā)生“雪崩”現(xiàn)象。

2 SiC/SiC復合材料腐蝕失效行為

SiC/SiC復合材料的腐蝕失效研究主要在空氣、水氧、燃氣等環(huán)境下進行。盡管燃氣環(huán)境更加接近真實的服役環(huán)境，但是空氣和水氧環(huán)境下的研究更有助于理解單一因素和多因素偶合（高溫、氧氣、水蒸氣）對SiC/SiC復合材料腐蝕的影響。

2.1 空氣環(huán)境

SiC的氧化的行為已經(jīng)被廣泛研究，高溫下氧化模式與氧含量密切相關。當氧含量較低時，發(fā)生活化氧化，反應方程式為：

氣相的SiO揮發(fā)后材料失重。當氧含量較高時，發(fā)生鈍化氧化，反應方程式為：

材料增重，并且生成的SiO2能夠在低于其熔點的溫度（1723 ℃）阻止氧氣對SiC的進一步氧化[55]。在鈍化氧化過程中，SiO2層生成后，氧化主要通過以下步驟進行[56]：（1）氧氣分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(fā)生反應；（3）生成的CO氣體通過擴散作用逸出。

相比SiC，SiC/SiC復合材料的氧化失效行為更加復雜，同時包含纖維、界面層與基體的氧化，并且氧化行為與溫度、纖維類型、界面層類型及基體的制備方法密切相關。

多名學者研究了SiC/SiC復合材料的氧化行為與溫度的關系。Zhao等[57]研究了800～1200 ℃下SiC-SiBC基復合材料的氧化行為。800 ℃氧化100 h后，h-BN界面層和SiC纖維不能被有效保護，強度降低幅度較大；更高溫度氧化時，由于SiC封閉涂層裂紋的閉合及SiBC基體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，強度幾乎不下降。Tan等[58]研究了PIP工藝的SiC/BN/SiBCN在1350～1650 ℃空氣條件下氧化行為。1350 ℃氧化50 h與100 h后，材料的強度保留率分別為52%與54%，1500 ℃氧化5 h后，材料的強度保留率為46%。氧化過程分為三個主要步驟：（1）復合材料的表面與氧氣形成完整的氧化物層，材料增重；（2）氧化物層起到阻擋氧氣侵入的作用并且揮發(fā)性產(chǎn)物開始以氣體形式揮發(fā)，材料減重；（3）氧氣穿過阻擋層并與復合材料發(fā)生反應，同時揮發(fā)性產(chǎn)物在材料表面揮發(fā)，質(zhì)量變化在此階段為對數(shù)形式。

材料的氧化行為不僅與高溫氧化溫度密切相關，還與材料的低溫暴露歷史相關。Diaz等[59]首先將SiC/SiC復合材料在800 ℃中加熱500 h，然后在65 ℃低溫潮濕環(huán)境（相對濕度95%）中暴露500 h，最后將樣品在800 ℃空氣中加熱15 min。結果表明，t-BN界面層在這一環(huán)境下退化很快，界面剪切強度和摩擦力下降約90%，進而導致了力學強度的顯著下降。界面層失效致使氧氣及其他組分能夠更深入地與材料內(nèi)部發(fā)生反應，因此在再次升溫過程中材料性能發(fā)生顯著下降。

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的熱膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的裂紋形成，或者由基體在外力作用下的開裂形成，也可能由界面層的氧化失重所形成。Sun等[60]分別采用熱膨脹系數(shù)為5.1 × 10–6k–1與4.0 × 10–6k–1的SiC纖維制備復合材料。高熱膨脹系數(shù)纖維制備出的復合材料在800 ℃、1000 ℃及1200 ℃氧化后質(zhì)量略有增加，強度保留率分別為109.6%、103.2%與102.9%，這是由于高熱膨脹系數(shù)纖維增強的復合材料中纖維與SiC封閉涂層的熱膨脹系數(shù)匹配性較好，因此在涂層中幾乎未發(fā)現(xiàn)裂紋，阻止了氧氣對纖維造成的侵蝕，并且氧化后強度保留率較高。Wing等[61]研究了HiPerCompTMSiC/SiC復合材料中BN界面層的氧化情況。將復合材料表面暴露在1200～1285 ℃空氣環(huán)境中，氧氣可以沿著SiC纖維表面的BN界面層侵入材料內(nèi)部，界面層起到了氧氣通道的作用。在相同溫度與時間，基體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(shù)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(huán)境

SiC/SiC復合材料在水氧環(huán)境下，除了與氧氣發(fā)生反應外，還會與水蒸氣發(fā)生反應，其中SiC基體的反應通常是：

反應生成的Si（OH）4以氣體形式揮發(fā)，造成材料失重[30，62]。通常，材料在水蒸氣環(huán)境下的氧化速率較空氣環(huán)境明顯增加。Opila等[62]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(huán)境中高一個數(shù)量級。在1200 ℃下，當水蒸氣分壓大于0.025 MPa時，氧化生成的SiO2層中有氣泡產(chǎn)生，并且氣泡的數(shù)量隨著分壓的增加而增加。Terrani等[63]研究了SiC在1200～1700 ℃水蒸氣環(huán)境下的失效行為，水蒸氣壓力0.1～2 MPa，流速0.23～145 cm/s。結果表明，SiC的揮發(fā)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，形成的氧化物層呈多孔結構，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基體的氧化，同樣也能加速界面層和SiC纖維的氧化。如SiC/SiC復合材料中常用的BN界面層，在水氧環(huán)境下則會先被氧化成B2O3，然后與水在不同的溫度條件下反應生成HxByOz[64]：

Mall等[65]研究了不同溫度水氧環(huán)境下的SiC/SiC復合材料的退化機制，發(fā)現(xiàn)在400 ℃和950 ℃下BN界面層主要表現(xiàn)為開裂、退化和揮發(fā)等形式的損傷；而750 ℃下BN會形成硼硅酸玻璃，導致纖維出現(xiàn)粉化，復合材料性能衰減得更嚴重。潮濕氧化環(huán)境對BN界面層比對PyC界面層的破壞性更強。Lu等[66]利用CT觀察發(fā)現(xiàn)，在潮濕氧化環(huán)境后，SiC/SiC復合材料中的BN界面層受到明顯破壞，與SiC/PyC/SiC復合材料相比，SiC/BN/SiC材料會在內(nèi)部結構中產(chǎn)生了更多的孔隙。Yao等[67]的研究結果表明，水蒸氣顯著加速了Hi-Nicalon型SiC纖維的氧化，導致復合材料性能退化；Robertson等[68]將Hi-Nicalon S型纖維在水蒸氣環(huán)境下處理后，其表面會形成一層SiO2，纖維持久壽命比空氣中處理的顯著降低。

2.3 燃氣環(huán)境

當處于燃氣環(huán)境時，SiC/SiC復合材料會表現(xiàn)出不同的性能衰退機制。Panakarajupally等[69-70]研究了SiC/BN/SiC復合材料在燃氣環(huán)境與等溫高溫爐中的氧化行為，結果表明，在燃氣環(huán)境下材料表現(xiàn)出更嚴重的脆性斷裂行為；同時發(fā)現(xiàn)燃氣環(huán)境下由于加熱-冷卻會在試樣中產(chǎn)生明顯的熱梯度，在疲勞循環(huán)的峰值載荷下，試樣背面將承受比施加應力更高的凈拉伸應力，使得橫向基體開裂加劇，燃燒氣體則可輕易地進入復合材料內(nèi)部，導致出現(xiàn)氧化和快速失效；在疲勞循環(huán)的谷值載荷下，試樣受熱側會受到壓縮應力，在復合材料基體中產(chǎn)生多軸層間應力和剪切應力，導致層間出現(xiàn)縱向開裂。Kim等[41]的研究同樣表明，對于特定的施加應力，燃氣環(huán)境下試樣的疲勞壽命比高溫爐中的約低一個數(shù)量級，燃燒火焰導致試樣加熱的正面產(chǎn)生了壓縮應力，背面產(chǎn)生了更高的拉伸應力，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閾值，所形成的基體裂紋成為氧化物種的擴散通道，同時燃氣中含有大量的水蒸氣加速了BN界面層的氧化，使復合材料性能快速退化。Obguji等[71]對比了800 ℃燃氣（流速100 m/s）、水蒸氣分壓占10%的環(huán)境下，與靜態(tài)高溫爐、水蒸氣分壓占90%的環(huán)境下材料的力學性能衰減行為，結果表明，前者衰減更嚴重。作者認為這主要是由于高流速的火焰能夠使氧化性氣體更深入復合材料內(nèi)部。上述研究表明在燃氣環(huán)境下由于熱應力、水蒸氣等因素的存在，將導致復合材料產(chǎn)生比高溫爐中更嚴重的退化行為。

3 結束語

近年來，聲發(fā)射、電阻監(jiān)測、數(shù)字圖像相關（DIC）、原位CT和SEM等新方法在SiC/SiC復合材料上的應用，突破了傳統(tǒng)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復合材料損傷演化和失效行為研究的信息。本文綜述的失效行為研究進展，很多即建立在對這些方法的綜合運用上。聲發(fā)射和電阻監(jiān)測均可檢測到裂紋萌生和增殖的實時情況[72-74]。其中，聲發(fā)射可以用來預測SiC/SiC復合材料的持久壽命[54]。電阻監(jiān)測可以在高溫、高壓和腐蝕性環(huán)境中使用，因為即使將導線連接在冷區(qū)也可以反映熱區(qū)阻值變化[74]。DIC可反映由力熱加載引起的材料表面面內(nèi)位移和應力場分布。原位CT對SiC/SiC復合材料的裂紋萌生和擴展進行實時觀測，目前已有從室溫到1750 ℃下開展實驗的報道[27]。聲發(fā)射與原位CT結合，檢測到聲發(fā)射信號再用CT采集圖像，可以節(jié)約實驗時間[13]。同步輻射X射線光源在原位CT上的應用，美國、法國、英國和澳大利亞等已有報道，極大地提高了CT的分辨率并大幅縮減了實驗時間。原位SEM也是一種裂紋萌生和擴展的實時觀測手段，盡管只能觀察表面，但是分辨率可以比CT更高，與DIC手段結合甚至能夠檢測到納米尺度的微裂紋[75]。有關方法的成熟度還有待進一步提高。例如，聲發(fā)射信號和SiC/SiC復合材料電阻阻值下降已經(jīng)能夠同損傷的發(fā)生很好地關聯(lián)起來，但是對應的損傷模式還有待進一步細化。

SiC/SiC復合材料種類眾多，因纖維種類、預制體結構、界面層體系、基體致密化方式、封閉涂層或環(huán)境障涂層的有無及種類等，斷裂和腐蝕失效方式有著巨大的差異，有待針對特定的SiC/SiC復合材料體系采用多種方法表征其失效行為。在已有的報道中，以高溫空氣環(huán)境、高溫水蒸氣環(huán)境下的力學實驗為多，有待進一步模擬實際使用環(huán)境，如航空發(fā)動機的燃氣環(huán)境。相信隨著SiC/SiC復合材料工藝的進一步成熟和應用的進一步拓展，必將有更多的相關失效行為研究涌現(xiàn)出來，對SiC/SiC復合材料研制起到更好的指導作用。