牛西茜，李昕莹，李佩泽，陈 萍

（沈阳航空航天大学民用航空学院，辽宁 沈阳 110136）

引言

镍基高温合金具有良好的耐热强度，良好的塑性，抗高温氧化和燃气腐蚀能力，抗疲劳性能以及长期组织稳定性。在航空涡轮发动机上，主要应用在导向叶片、燃烧室、涡轮盘和涡轮叶片；在航天火箭发动机上，主要用在涡轮盘，此外还有发动机轴、燃烧室隔板、涡轮进气导管以及喷灌等[1]。镍基高温合金作为制备发动机的关键材料，有优异的高温力学性能，但其也具有较大的缺点，这些都限制了航空航天发动机的发展。Ni合金基复合材料具有良好的高温强度、抗热疲劳、抗氧化和抗热腐蚀性，作为新型金属基复合材料有望替代传统Ni基高温合金，用于制造航空、航天、舰船及工业燃气涡轮发动机中重要受热部件[2]，低密度、高强度的镍基复合材料是符合高温合金材料发展趋势的一个重要方向。

连续SiC纤维是一种高性能的纤维增强相，具有高比强度、高比模量、高温抗氧化性、优异的耐烧蚀性能和耐热冲击性能等优点[3]，其力学性能可保持到1 200℃，特别SiC纤维已经用于增强Al、Cu、Ti及Ti合金等金属基复合材料[4-8]，其中发展最好的SiC纤维增强钛基合金使用温度能达到650℃以下，成功应用于先进战斗机的涡轮部件[9]和航天飞机提供刚性蒙皮、支撑衍梁、加强筋等构件[10]。目前国内外关于SiC纤维增强镍基高温合金复合材料的研制处于初始阶段，开发此类材料面临着严重的界面问题[2]，本文主要对连续SiC纤维增强镍基高温合金复合材料的发展历程进行介绍，并综合现有资料针对此类材料存在的界面问题、界面问题改善方法及仍需解决的问题进行分析总结。

1 SiC纤维增强镍基高温合金复合材料的发展

镍基高温合金复合材料的制造和使用温度较高，需要高温下有足够强度和稳定性的增强体，如碳化硅、氧化铝、碳化硼和碳纤维等，但是近年来能够得到的关于此类复合材料的公开研究资料很少。目前国内外对于颗粒和纤维增强镍基高温合金复合材料开展了一些研究，颗粒增强、特别是纳米颗粒增强Ni基合金取得了进展[11-13]，但纤维增强Ni基复合材料综合力学性能明显高于颗粒增强复合材料。Mileiko等人[14-15]进行了大量有关Ni合金基复合材料的研究，包括定向凝固技术制备的定向共晶Ni基复合材料、陶瓷纤维Ni基复合材料和金属丝增强Ni基复合材料等，得到了良好的高温性能和比强度，但定向共晶Ni基复合材料和金属丝增强Ni基复合材料都没有实现减重的效果。Al2O3纤维具有良好的高温性能，蓝宝石（α-Al2O3）纤维Ni基复合材料在1000℃以上使用时具有优势[16-17]，但这种纤维也存在着成本高、比重较大的缺点。万喜伟等人[18]开展了碳纤维增强Ni基复合材料的研究，碳纤维有比重小、力学性能高和成本低的优点，但是600℃以上C在Ni中有一定固溶度，Ni的催化作用会使碳纤维在高温下再结晶，性能下降，得到的复合材料碳纤维易被氧化，高温性能较差，需要防护涂层保护纤维。由于碳纤维直径小，很难再丝束上获得均匀涂层，Xu等人[19]在碳纤维表面镀铜可以一定程度解决碳纤维和Ni之间界面问题，但力学性能提高较少，且不易在较高温度下使用。

连续SiC纤维是一种具有高比强度、高比模量、耐高温、抗氧化、耐化学腐蚀并具有优异电磁波吸收特性的多晶高性能陶瓷纤维，可用作高耐热、耐氧化材料和聚合物基、金属基及陶瓷基复合材料的高性能增强纤维[20]，广泛应用于航空航天等领域，发展航空航天的关键材料。SiC纤维用于增强镍基高温合金，将显著提高材料的比刚度和比强度，降低构件的重量，满足涡轮盘等航空发动机关键部件的要求。但是，SiC纤维和Ni合金之间存在着严重的界面反应[21]。

1976年，GE公司[22]和NASA[23-24]最早针对SiC纤维增强镍基高温合金复合材料进行了研究。NASA针对SiC纤维与镍基沉淀硬化、镍基固溶强化、镍基高温合金等材料复合过程中界面反应问题及解决方案进行了一系列的研究，发现在复合过程中几种材料均发生了剧烈的界面反应，出现了纤维开裂等现象，并且由于反应产物的生成基体材料也转变为脆性发现，SiC与Ni、Co、Fe基高温合金本质上不相容。通过添加磁控溅射HfC涂层后复合材料的稳定性得到提升，但效果仍不理想，涂层会造成纤维的损伤，降低材料的拉伸性能。GE公司也对SiC纤维与镍基高温合金的复合问题进行了尝试和探究，同样发现几种体系高温合金均和SiC纤维发生化学反应，纤维与基体间的相容性问题不容忽视。

目前，国内几家单位也针对SiC纤维增强镍基高温合金复合材料开展了相关研究，目前尚处于探索阶段，主要集中于界面反应的抑制。

2 SiC纤维增强镍基高温合金复合材料的界面问题

国内外的相关报道都指出，限制SiC纤维增强镍基高温合金复合材料发展的关键问题是界面反应问题。

在界面的物理相容性方面：金属基复合材料的界面的内应力和界面的热应力共同构成了复合材料界面的残余应力，当基体和增强体的热膨胀系数之差较大时，界面的残余应力较高。SiC的热膨胀系数约为4.710-6/℃，镍基高温合金热膨胀系数大约为（11.8～18.7）10-6/℃，二者之间的膨胀系数差异较大，在高温制备后在复合材料的界面处存在着很大的残余应力。界面残余应力较大时，将会引发复合材料制备和服役过程中材料界面裂纹和缺陷的萌生，导致其力学性能降低。

在化学相容性方面：在高温下，SiC不仅与镍合金发生持续不断地剧烈反应，还能和高温合金中的Cr、Al、Ti、Mo等其他合金元素发生反应[25-26]，SiC纤维和Ni基高温合金在高温下的剧烈反应，造成纤维的损伤，引起纤维力学性能下降甚至失效。

3 SiC纤维增强镍基高温合金复合材料的界面改善方法

目前，控制SiC纤维和基体固相反应主要通过设置扩散阻挡层、研制低活性的基体和采用控制复合材料界面反应的制备技术等方法来实现。

Jackkson等人[27]研究了SiC/Ni-Cr-Al界面的固相反应，合金元素Cr、Al的添加，将会参与SiC的反应形成金属反应区，并在界面处形成阻挡层，增加了Ni原子向SiC内部扩散的阻力，能有效抑制SiC/Ni界面固相反应，降低反应速率。江河等人研究发现，在高温下Ni与SiC纤维的反应趋势极强，复合材料需要在较高温度下制备，很难通过元素添加等方式对界面反应情况进行改善从而阻止Ni与SiC的反应。

纤维涂层处理是目前适用最广、最为有效的手段。对于SiC/Ni合金界面来说，在高温下发生剧烈反应，对界面结构和性能影响较大。因此，设置扩散阻挡涂层，以阻止和延迟界面处原子互扩散和界面反应，是SiC纤维增强Ni合金基复合材料必须采取的手段。

在国外的相关报道中，Samsonov等人[28]研究发现SiC和Ni-Cr基合金在高温下剧烈反应，TiN和Al2O3涂层和基体基纤维相容，能起到阻挡扩散的作用，Si3N4和BNC涂层不适合在高温下使用。Karpinos等人[29]选取Al2O3作为SiC纤维和Ni-Cr基体的扩散阻挡层，结果显示Al2O3涂层抑制了SiCf/Ni-Cr合金之间元素扩散。

在国内研究中，林海涛等人[30]利用电弧离子镀方法在SiC纤维表面沉积Al2O3涂层，研究了Al2O3在SiCf/Ni界面处的阻挡效果，结果表明，Al2O3涂层具有一定的阻挡效果，可以在一定程度上阻挡Ni和SiC纤维的反应。张露等人[31]利用溶胶凝胶法在SiC纤维表面沉积Y2O3涂层，结果表明Y2O3涂层严重影响SiC纤维的强度，由于Y2O3比较脆，在升温过程中，涂层表面呈现开裂脱落现象。利用磁控溅射制备的Al2O3涂层均匀致密，能有效地阻挡SiC和Ni界面之间的元素扩散和反应。李佩桓[32]和WANG[33]等人通过在热等静压条件下，制备了SiC纤维增强GH4738基复合材料和SiC纤维增强Ni-Fe基复合材料，然而直接复合后的界面反应十分剧烈，李佩桓而后又尝试了通过添加Ti3Al、TiC、Y2O3等涂层抑制界面反应，但在热等静压过程中，Ti3Al涂层会和基体发生互扩散，TiC涂层会在发生剥落，Y2O3涂层能有效抑制界面反应，但界面结合力低，不能有效传递载荷，影响复合材料的力学性能。张国兴等[34]在SiC纤维增强GH4169复合材料的制备过程中尝试了C涂层、Ti涂层、Al2O3涂层，研究发现C涂层、Ti涂层不能阻止GH4169与SiC纤维的界面反应；通过射频反应溅射沉积的涂层与SiC纤维表面C涂层结合良好，但在带Al2O3涂层的SiC纤维增强GH4169合金制备过程中纤维局部受到侵蚀，而未破坏的Al2O3涂层能阻止界面反应，保持涂层的致密完整性是阻止界面反应的关键，因此需进一步探索梯度涂层的效果。ZHANG[36]通过添加复合扩散阻挡层Al/Al2O3分别制备SiC纤维增强Ni-Cr-Al合金和SiC纤维增强GH4169高温合金，涂层能有效抑制界面处元素的互扩散和化学反应，界面残余应力降低，但基体Ni-Cr-Al的抗氧化性能和抗腐蚀性能尚不足，无法适用于高温环境，SiC纤维增强GH4169高温合金复合材料仅限于制备，其力学性能和高温稳定性未进一步检测，仍存在涂层会降低纤维增强效果的可能性。

基于已有的研究，关于SiC纤维增强镍基高温合金的界面涂层的研究有了一些进展，但仍未有报道能制备出高质量、不易脱落的涂层的同时，且获得力学性能良好的复合材料。

4 结语

SiC纤维增强镍基高温合金复合材料由于耐热性好、高比强度、高比模量等优异性能，在航空航天领域有着广阔的应用前景和巨大的发展潜力。但就目前来看，该材料的发展困难很大，目前的研究基本都处于界面机理研究、界面涂层的研究、材料的制备等探索阶段，界面反应问题仍旧是制约SiC纤维增强镍基高温合金复合材料发展的瓶颈问题，如何得到稳定可靠且满足使用需求的界面涂层体系还亟须进一步研究解决。