高性能SiC纖維的進(jìn)展

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)過最近十幾年反復(fù)試驗(yàn)與改進(jìn)完善，SiC纖維已開始正式進(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)域的市場需求將增長十倍。。

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。不過當(dāng)溫度達(dá)到1000℃以上時(shí)，金屬鎢開始與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），其在H2氣中的熱解反應(yīng)如下：CH3SiCl3（g）（＋H2）=＞SiC（s）＋3HCl（g）。在此過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，而且與有機(jī)樹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公司通過其特殊的工藝，在其開發(fā)的最新一代SiC纖維（Ultra-SCS）上開發(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晶粒之間沒有含氧的不穩(wěn)定過渡相，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，來生產(chǎn)纖維絲束，以便滿足纖維編織工藝的需要。

國產(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更為復(fù)雜、精細(xì)的工藝來實(shí)現(xiàn)的?？梢哉f，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渡相Si-C-O。此外，在高溫?zé)崃呀膺^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)的粒間過渡相Si-C-O開始分解，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)，纖維表面就開始形成非晶態(tài)的SiO2層，到1200℃時(shí)，表面開始形成雙層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，只要纖維中存在含氧相，以及過剩游離炭，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)部僅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)過程中纖維內(nèi)部的致密化，不過由這些元素的引入而形成的非目標(biāo)過渡相，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分壓過高，盡管有利于抑制晶粒的長大，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大，從而得到合適的纖維表面粗糙度。經(jīng)過燒結(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研究中心采用美國品牌SylramicRSiC纖維（纖維直徑10μm）作為原料纖維，開發(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R＆D 100 Award創(chuàng)新大獎(jiǎng)。

由Dow Corning開發(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晶粒的異常長大，同時(shí)有利于在燒結(jié)過程中纖維結(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)崽幚恚龑?dǎo)纖維中的過剩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渡相，SiC晶粒尺寸得到一定程度的長大，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，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的氣壓無關(guān)。經(jīng)過測(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纖維由于沒有BN保護(hù)層而導(dǎo)致Si的過量蒸發(fā)。通過加大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)。空氣氧化交聯(lián)由于無需特別的設(shè)備，因此生產(chǎn)成本較低。不過，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)，從廣義上來說，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，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來對(duì)原坯纖維進(jìn)行交聯(lián)固化處理，不過該固化工藝需要15h的長時(shí)間反應(yīng)過程［17］。

3.5.3 熱化學(xué)交聯(lián)固化法

PCS纖維在升溫過程中，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，該過程一般在惰性氣體保護(hù)下進(jìn)行。不過，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?？梢圆捎靡韵聝煞N輔助的方法來實(shí)現(xiàn)更高的交聯(lián)固化程度：1）引入少量的氧元素，來增加交聯(lián)固化程度；2）選擇合適的催化劑來實(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)過程中，容易造成PCS纖維在無機(jī)化過程中的不同步：纖維表面首先完成無機(jī)化，滯后的纖維內(nèi)部無機(jī)化過程中產(chǎn)生的內(nèi)部氣壓更容易給纖維帶來缺陷。

美國通用電氣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調(diào)制到合適粘度，再經(jīng)過干紡工藝制備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，該合成工藝條件非常苛刻復(fù)雜［20-22］。

3.6 SiC纖維在我國發(fā)展

上世紀(jì)七十年代末，我國開始進(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防科技大學(xué)研發(fā)團(tuán)隊(duì)在九十年代初率先在國內(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］，并開發(fā)了關(guān)鍵裝備，打破了日美等國長期以來對(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，我國目前產(chǎn)業(yè)化水平的先驅(qū)體法SiC纖維基本上接近國外第二代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)《中國航天報(bào)》2014年5月的報(bào)道，中國航天科技集團(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)國家對(duì)我國實(shí)施嚴(yán)密的技術(shù)封鎖及商業(yè)禁運(yùn)。盡管我國先驅(qū)體法SiC纖維無論在研發(fā)還是產(chǎn)業(yè)化都取得了長足進(jìn)步，但是與國際先進(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）尋找開發(fā)新的先驅(qū)體聚合物，以便簡化各道工藝流程，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)提高晶粒邊界過渡相的粘稠性。通過其微觀結(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，沒有明顯的提高。對(duì)照炭纖維的強(qiáng)度從第一代的3GPa，通過有效減少纖維缺陷，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纖維性能通過開發(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——法國賽峰率先研發(fā)成功了SiC（f）/SiC陶瓷基復(fù)合材料，并開始應(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GE公司經(jīng)過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Alabama州Huntsville首建了SiC纖維增強(qiáng)陶瓷復(fù)合材料的規(guī)?；圃熘行?。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公司以及法國賽峰三家公司的合資工廠。另外，美國空軍研究實(shí)驗(yàn)室Title III辦公室也提供了兩千多萬美金的基金支持，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］。