氧化损伤对使用国内高尼克隆型SiC纤维的SiC / SiC复合材料力学性能的影响

抽象的

这里，我们表明，当氧化处理温度超过600℃时，SiC / SiC的拉伸强度开始减少。氧化导致Pyc光纤/矩阵界面的损坏，其被SiO取代₂温度较高。由于光纤/矩阵界面填充有SIO，裂缝模式从光纤拉出转换为纤维断裂₂．氧化时间对SiC/SiC的抗拉强度也有重要影响。在室温至800℃时，拉伸模量随温度的升高而降低，在800℃以上，残余CSi的分解导致拉伸模量升高O.和SiC基质的结晶。确认在本研究中进行的特殊表面致密化处理是一种有效的方法，以降低氧化损伤并改善氧化后SiC / SiC的拉伸强度。

1.介绍

SiC/SiC复合材料已知具有高比强度、高比刚度、耐高温、长期抗氧化和抗冲蚀性能[1-3.]，所有这些都是应用于许多领域的高温材料的理想性质，例如航空航天车辆的热保护系统和飞机发动机的热端部件[1-3.］．此外，通过近代化学计量的SiC纤维增强的SiC / SiC复合材料被认为是核裂变反应器的新一代燃料包层的候选材料，并且由于其高辐射抗性而导致的核聚体反应器的第一壁材料[4.那5.］．

在空气中氧化的SiC / SiC复合材料的性能在这种材料的工程应用中非常重要，这在近年来越来越兴趣[6.那7.］．lu等。使用高分辨率CT和SEM研究了热解碳（PYC）纤维/矩阵界面的SiC / SiC复合材料的氧化损伤。结果表明，PYC界面严重氧化并变成了1000℃以上的空隙。在1400℃下氧化后，脆性氧化物层在基质中填充裂缝并引起拉伸强度的下降[8.］．ikarashi等。研究了空气中高温下3D编织SiC / SiC复合材料的拉伸性能。他们发现横向层中的氧化基质裂纹传播强烈影响SiC / SiC复合材料的寿命[9.］．Wang等人。研究了高温下用低氧和高碳纤维增强的二维（2D）编织SiC / SiC复合材料的拉伸蠕变性能。结果表明，桥梁纤维抑制了基质裂缝的开口;另一方面，纤维蠕变促进了裂缝的生长。蠕变特性由高温纤维的竞争机制决定[10.］．

国内Hi-Nicalon型SiC纤维是一种新型材料，该纤维制备的SiC/SiC复合材料的氧化损伤研究较少[11.那12.］．在这项研究中，我们将研究氧化损伤对高温环境下国产高尼克隆型SiC纤维增强的SiC / SiC复合物的力学性能的影响。

2.材料和方法

使用国产高尼克康型SiC纤维编织2D预制件。SIC纤维由厦门大学（厦门）提供。纤维直径为14 μM，密度为2.79g / cm，拉伸强度为2.7 gpa，模量为270gPa。氧含量为0.5wt％，C / Si摩尔比为1.41。国内Hi-Nical型SiC光纤的性质接近Hi-Nicalon纤维的性质[13.那14.］．通过化学气相沉积（CVD）方法在预制件的表面上涂覆厚度为约400nm的PYC层。通过前体浸润和热解（PIP）方法制备SiC / SiC复合材料。通过真空浸润方法用液态聚氨基硅烷（PC）浸渍预制件，并在惰性氩气氛下在800℃下热解。重复浸渍和热解过程10次，直至重量增加小于1％。根据ASTM C373-88标准，从复合材料制造五种标本，以准确计算密度和孔隙率的密度和孔隙率。复合材料的平均孔隙率为8.1％。

将加工的SiC / SiC复合机械样品在Muffle炉中进行氧化处理，升温速率为100℃/ min，直至所需的温度达到所需的温度。使用伺服电解系统（MTS CMT5105，中国）在室温下测试材料的拉伸性能。拉伸试样的长度，宽度和高度分别为100mm，5mm和10mm。对每个状态进行测试5个样本，通过平均值超过这五种结果来获得强度。

3.结果与讨论

3.1。机械性能变化

本研究中使用的拉伸强度是SiC / SiC复合材料可以承受的最大应力，同时在骨折之前拉伸。从SiC / SiC复合材料中的应力 - 应变曲线的线性部分获得杨氏模量。在600℃，700℃，800℃，900℃和1200℃下氧化3小时后SiC / SiC复合材料的拉伸强度的变化如图所示1（a）．从结果可以看出，SiC / SiC复合材料的拉伸强度随氧化温度在600-1200℃的结果中降低。然而，在惰性气体环境下在1200℃下处理的SiC / SiC复合材料的拉伸强度略高于以制造的标本的样品。表示抗拉强度的降低主要是由于氧化损坏。SiC / SiC复合材料的拉伸强度在600℃下氧化后几乎变化3小时。当氧化温度超过600℃时，拉伸性能开始下降。在800℃氧化3小时后，拉伸强度的保留为约50％，并在1200℃氧化后，拉伸强度的保留仅为〜20％。

在不同温度下氧化后SiC / SiC复合材料的拉伸模量的变化总结在图中1（b）．拉伸模量随温度的变化与拉伸强度的变化不同。从600℃到800℃，拉伸模量随温度的升高而降低，然后随着氧化温度的升高而升高，直到1200℃。

拉伸性能变化的结果表明，在600℃的氧化3小时后，SiC / SiC复合材料的氧化损伤发生。600℃的氧化损坏仅对材料的拉伸模量影响，并且几乎没有对拉伸强度的影响。当氧化温度超过600℃时，SiC / SiC复合材料的拉伸强度开始下降。拉伸模量开始增加800℃，这也是SiC / SiC复合材料的制备温度。当温度超过800°C时，剩余的CSIO.随着温度的升高，基体中的组分进一步转化为SiC并结晶[15.］．CSI的模数O.纤维（尼克氏纤维）远低于SiC纤维（Hi-Nicalon纤维）[14.］．因此，可以合理推断800°C以上模量的增加是由剩余CSi的转换引起的O.矩阵中的组件。

SiC/SiC复合材料在1200℃氧化10min、15min、30min、60min、120min、180min后抗拉强度变化如图所示2（a）．从氧化时间也可以看出，影响SiC / SiC复合材料的拉伸强度也发挥着重要作用。当氧化时间超过10分钟时，SiC / SiC复合强度开始降低。当氧化时间达到120分钟时，拉伸强度不会进一步降低。

SiC/SiC复合材料在1200℃氧化后拉伸模量随时间的变化如图所示2（b）．从结果可以看出，氧化时间对SiC / SiC拉伸模量的影响不容易观察。

氧化时间和温度都会影响SiC / SiC复合材料的拉伸强度。在这项研究中，我们使用氧化损伤参数， 那全面考虑温度和时间的影响。 在哪里是氧化温度和氧化时间。我们定义作为拉伸强度损失率， 在哪里是ASIC / SIC的拉伸强度，是氧化处理后SiC / SiC的拉伸强度。我们使用氧化损伤参数， 那建立拉伸强度损失率的预测模型， ：

我们可以得到 和 通过数据拟合。拉伸强度损失率与1200℃氧化时间的关系如图所示3.（一种）。拉伸强度损失率和氧化温度（3小时氧化）之间的关系如图所示3.（b）。可以看出，基于氧化损伤参数获得的SiC / SiC复合拉伸强度损失率的预测曲线与实验结果很好。

3.2。微观结构

通过Camscan Apollo 300扫描电子显微镜（Camscan，Cambridge，UK）的特征在于SiC / SiC复合材料的骨折的微观结构。可以在样本的骨折中研究失败模式和微观结构损坏[13.那14.］．在600℃下氧化3小时3小时的SiC / SiC复合材料的微观结构如图所示4.．可以看出，SiC/SiC复合材料在600℃时的断口具有延展性特征。断口处可以清晰地看到大量的抽提纤维，说明加载过程中裂纹在PyC纤维/基体界面处发生了偏转。结果表明:试样表面的PyC纤维/基体界面消失，而断口处的PyC界面仍然存在;说明600℃氧化损伤仅发生在材料表面。氧原子没有进一步氧化材料内部的PyC界面层。

SiC/SiC复合材料试样在800℃氧化3小时后的显微组织如图所示5.．与600℃氧化后的复合材料相比，拉出纤维长度减小，拉出纤维区域变小。结果表明:在800℃下氧化3小时，断口处未见PyC界面;因此，在此条件下，复合材料内部发生氧化损伤，几乎所有的PyC界面都被氧化。当纤维/基体界面处的PyC被氧化时，纤维与基体之间会形成气孔。在断裂处也可以看到拉出的纤维，这表明裂纹在加载过程中发生了偏转。SiC/SiC复合材料在800℃氧化3小时后仍然呈现韧性断裂行为。然而，由于界面层的丢失，加载应力不能在纤维和基体之间有效传递。因此，在此条件下，SiC/SiC复合材料的强度和模量显著下降。结果表明，在恒定拉伸载荷下的断裂主要是由于横向裂纹内空气进入导致碳化硅界面氧化所致。

SiC/SiC复合材料在1200℃氧化3小时后的显微组织如图所示6.．复合材料的断裂表面非常平面，可以看到很少的拉出纤维。裂缝显示出典型的脆性特征。它表明裂缝在界面处不会被逮捕，而是穿透纤维束。进一步的观察表明，由Pyc氧化引起的孔在纤维/基质界面处密封。这是因为在1200°C：SiC + O处的SiC基质和纤维的氧化₂→SiO.₂+有限公司₂+ co。SiO.₂填充纤维与基体之间的孔隙成为一种新的纤维/基体界面。纤维与基体之间未完全填充的孔隙也如图所示6.．纤维与基质之间的氧化氧化导致强化学键合。在拉伸过程中，SiC / SiC复合材料中的裂纹引发主要出现在矩阵中并逐渐传播到光纤/矩阵界面。如果光纤/矩阵界面足够弱，则裂缝将偏转到界面中并沿光纤轴方向传播。如果接口太强，裂缝不会偏转，但直接导致光纤突破[16.那17.］．界面相通常在决定材料的力学性能方面起着关键作用[18.-20.］．在我们以前的工作中，理论和实验均表明，一旦界面绑定强度超过临界值，复合故障模式从纤维拉出韧性故障模式转换为光纤断裂脆性模式和SiC / SiC液滴的拉伸强度急剧下降[21.］．值得一提的是，因为足够的sio₂填充材料表面上的孔，氧原子可防止进入材料[22.那23.］．它可以解释，即拉伸强度在120分钟内在1200℃下氧化时没有进一步减少，如图所示2（a）．

根据复合力学理论，SiC纤维的拉伸强度也在SiC / SiC的机械性质中起着关键作用。我们在不同温度下使用与复合氧化处理相同的方法在不同温度下进行氧化处理。然后，使用5 n的载荷电池和十字头速度4.5mm / min测量纤维拉伸强度。测量长度为25mm，测试至少50个样品以计算平均拉伸强度。具有氧化温度的国内高核型SiC纤维的拉伸强度的变化如图所示7.．可以看出，SiC光纤的拉伸强度开始降低1100℃。在1200℃下氧化后，SiC纤维仍然保持高强度，并且保持率为92％。这些结果表明，从RT至1200℃氧化的SiC / SiC复合材料的下降主要是由Pyc互相氧化而不是SiC纤维的氧化引起的。

3.3。改进

SiC/SiC复合材料的微孔是氧气的通道，其主要是由于PCS热解和机械加工过程中的收缩引起的。为了提高SiC/SiC复合材料的表面致密化和防止氧扩散，我们制备了60 wt% SiC粉(上海ST-Nano有限公司，中国，纯度:99%， ）和40 wt% PCS减少前驱体在热解过程中的收缩。以二甲苯为溶剂，在250 r/min的转速下球磨8 h，将SiC-50 wt% PCS粉末均匀混合，得到流动均匀的陶瓷浆料。另一种浸渍和热解过程是使用混合前驱体密封试样表面的微孔。结果表明，经过额外的浸渍和热解过程后，复合材料表面没有出现微孔(如图所示)8.）。

具有致密表面的SiC / SiC复合材料在1200℃下氧化1小时。图中示出了SiC / SiC的拉伸强度与致密化表面之间的比较9.．从结果中，可以看出，表面致密化后SiC / SiC复合材料的拉伸强度显着提高，这靠近氧化处理前的强度。表示致密化表面防止氧气扩散到SiC / SiC复合材料中，从而有效地降低氧化损坏。

氧化后SiC/SiC复合材料表面致密化前后的微观组织如图所示10.．从图中可以看出，由制造的复合材料的表面具有明显的孔隙。PYC接口被SIO替换₂在骨折中的纤维和基质之间。复合材料表现出脆性特性。SiC / SIC复合材料的表面被致密的SIO覆盖₂表面致密化后的膜，有效地防止氧扩散到复合材料中。SiC/SiC复合材料的断口可见PyC，说明复合材料内部未发生氧化损伤。由于PyC界面保持完好，纤维与基体之间的界面强度较低，导致韧性断裂，氧化后抗拉强度提高。

4。结论

在本研究中研究了用在高温下氧化在高温下氧化的国内高核型SiC纤维的SiC / SiC的拉伸性能。氧化温度和时间对SiC / SiC的拉伸性质具有显着影响。当氧化温度超过600℃时，拉伸性开始随温度降低。拉伸强度的滴落主要是由SIO替换PYC光纤/矩阵界面引起的₂在氧化。从室温到800℃，拉伸模量随温度的升高而降低，在800℃以上，残余CSi的分解导致拉伸模量升高O.和SiC基质的结晶。提出了一种抗拉强度损失率模型作为氧化温度和时间的函数。预测大致同意实验获得的结果。表面致密化处理是减少氧化损伤并提高SiC / SiC的拉伸强度的有效方法。

数据可用性

可以在稿件中的图中容易地获得数据。

的利益冲突

作者声明他们没有利益冲突。

参考文献

1. Y. Xue，J. Hu，H. Zhou等，“编织SIC的损伤发展_F/SiC复合材料在室温下的多级疲劳试验陶瓷国际第46卷，第46期14, pp. 22116-22126, 2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
2. S. Zhao，Z.-c。杨和x ..周，“SiC / SiC复合材料的断裂行为不同接口，”无机材料杂志，卷。31，不。1，pp。58-62,2016。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
3. B. S.Vasile，V.A.Fairdu，I. A. Surdu，I. NiCsu和A. I.Nicoară，通过电子束物理气相沉积获得的陶瓷复合材料在航空航天工业中的热障碍，“纳米材料，第10卷，第5期。2，第370页，2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
4. L. L. Snead, T. Nozawa, M. Ferraris, Y. Katoh, R. Shinavski, M. Sawan，“碳化硅复合材料作为聚变动力反应堆结构材料”，核材料杂志号，第417卷。1-3, pp. 330-339, 2011。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
5. S. Agarwal，G. Duscher，Y. Zhao，M. L.克拉斯米，Y.Katoh和W.J.Weber，离子辐照的SiC / SiC复合材料的辐照行为的多尺度表征，“Acta Materialia.，卷。161，pp。207-220,2018。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
6. H. Wang，Z. Chen，R. Zhang等人，“SiC的制备和拉伸行为_F/ SiC迷你复合材料，其含有不同类型和厚度的相互作用，“陶瓷国际第46卷，第46期14, pp. 22297-22306, 2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
7. M. B. rugles - wren, D. T. Christensen, a . L. Chamberlain, J. E. Lane, T. S. Cook，“频率和环境对CVI SiC/SiC陶瓷基复合材料在1200°C下疲劳行为的影响”，复合材料科学与技术，第71卷，第71期2, pp. 190-196, 2011。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
8. Z.Lu，B. Bie，A.Pang等人，“SICF / SIC复合材料的氧化和微观结构在潮湿的空气中，X射线断层表征高达1600℃”，“国际应用陶瓷技术学报，卷。17，不。3，pp。874-885,2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
9. Y. Ikarashi, T. Ogasawara, T. Aoki，“循环拉伸载荷对正交三维编织SiC纤维/SiC基复合材料在高温空气中断裂行为的影响”，欧洲陶瓷学会学报第39卷第3期4, pp. 806-812, 2019。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
10. 王旭东，宋哲，程哲，李敏，张超，“二维sic材料的拉伸蠕变性能及损伤机理_F低氧高碳型SiC纤维增强/SiC复合材料欧洲陶瓷学会学报，第40卷，第5期。14、pp. 472 - 478, 2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
11. J. Dai，Y. Wang，Z. Xu和L. He，“在环境空气/室温条件下，SiC纤维在SiC纤维上制造的硼氮化硼界面涂层的降解，”陶瓷国际，卷。45，不。6，pp。6937-6943,2019。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
12. X. Luan，X. Xu，L. Wang等，“2D-Satin Weave SiC /（SiC-SIBCN）的自我愈合增强拉伸蠕变_X湿氧环境中的复合材料，“欧洲陶瓷学会学报，第40卷，第5期。10, pp. 359 - 3519, 2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
13. S. Wu，L. Cheng，L. Zhang，Y. Xu，J. Zhang和H. Mei，“Hi-Nicalon纤维的湿氧化行为”应用表面科学，第253卷。3, pp. 1447 - 1450,2006。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
14. G. Kister和B. Harris，“热处理的尼克康和Hi-Nicalon纤维的拉伸性质”复合材料A部分:应用科学与制造，卷。33，不。3，第435-438,2002。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
15. “连续碳化硅纤维、碳化硅基复合材料在核材料中的应用:性能和辐照效应，”核材料杂志，第448卷，第2期。1-3, pp. 448-476, 2014。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
16. C. Fellah，J.Brauna，C. Sauder，F. Sirotti和M. Berger，“碳界面对SiC / SiC复合材料的力学行为的影响”，复合材料A部分:应用科学与制造，卷。133，第105867,2020条。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
17. 丁丁，周伟，罗飞，陈敏，朱丹，“碳化硅的力学性能和抗氧化性能_F/ CVI-SIC复合材料，具有PIP-SIC相互作用，“陶瓷国际，卷。38，不。5，pp。3929-3934,2012。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
18. P. Chen，S. Chen，W. Guo和F. Gao，“薄压电膜的界面行为粘合到分级衬底”，“材料力学，卷。127，pp。26-38,2018。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
19. P. Chen，J.Peng，H.Liu，F. Gao和W. Guo，“压电致动器的机电行为结合到包括粘合剂层的渐变基板”，“材料力学，卷。123，pp。77-87,2018。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
20. P. Chen，S. Chen，J.Peng，F. Gao和H. Liu，薄膜的界面行为不完全粘合到有限厚度梯度衬底，“工程骨折力学，卷。217，2019年第106529号。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
21. E.Jin，W. Sun，H.Liu等，“界面涂层对等Hiical型SiC纤维的SiC-SiC复合材料高温力学性能的影响”涂料，第10卷，第5期。5，p。477,2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
22. C. WAN，H.Xu，J.Xia和J.P.Ao，“4H-SiC（0001）的超高温氧化和氧化物可靠性依赖于氧化温度”晶体生长杂志，卷。530，没有。15，第125250,2020,2020。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索
23. B. Poobalan，J.H. Moon，S. C. Kim等，“SiO的调查₂通过直接热氧化和HNO发糖氧化退火技术在4H-SiC上的薄膜生长_3.& H₂O蒸汽在不同的过程持续时间，薄固体电影第570卷3, pp. 138-149, 2014。查看在：出版商网站|谷歌学术搜索

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