航空材料技术进展

航空材料技术进展（共6篇）

篇1：航空材料技术进展

过去10多年中，IHPTET 等研究计划将低涵道比涡扇发动机的推重比逐步提高了60％以上，达到了10:1，而ADVENT 计划还在进一步实现变循环发动机技术的跨越；商用大推力大涵道比航空发动机也在控制油耗、改进效率、降低噪声、提高安全可靠性、削减研制生产成本等多个方面取得了重要进步。主要的航空发动机制造商——通用电气（GE）、罗尔斯·罗伊斯、普惠和赛峰等所取得的这些重大成就都与其在航空发动机先进加工制造技术中的不断进步密不可分。GE9X、GEnx、LEAP、Trent 1000 及PW8000 等新型航空发动机的试验研究和研制经历都表明，具有很高机械物理性能的新材料零部件的可加工性、可生产性的改善及其工程化应用，是航空发动机从机体结构减重和涡轮工作温度增高两方面提升性能，改进效率，取得持续进步的重要推动力。

新型复合材料风扇的加工制造技术 碳纤维增强环氧树脂复合材料风扇

大涵道比涡扇发动机的碳纤维增强环氧树脂复合材料(CFRP)风扇叶片加工制造技术已经日益成熟。如图1 所示，GE90 系列的大型CFRP 风扇叶片约有1.2m 长，经过超声切割技术精确加工的数百层碳纤维预浸料布，进行铺设后进行热压制成。风扇叶形经过先进的计算机三元流优化设计，榫头到叶尖的厚度逐步从10cm 降低到0.6cm，并采用钛合金（后改为合金钢提高强度）包边增强的方式，重量也仅有22.7kg。此类经过气动优化、大尺寸、少叶数的风扇已经显示了突出优势，GE90-115B的风扇叶片有22 个，GEnx降低到18 个，而GE9X又降低到了16 个，既扩大了涵道比、增大了空气流量，又减少了风扇系统的重量。由于通过外涵道排出空气所形成的推力占据了商用发动机总推力的70%~90%，因此，增大空气流量、减少风扇系统的重量，会带来更好的燃油效率。例如，GE公司指出GE90-115B 仅此就提高了约1.5% 的燃油效率[1]。CFM 公司LEAP 发动机的直径约3m，共用了18 个总重量为76kg 的CFRP 叶片，相比之下，CFM56 则有36 个总重高达150kg的钛合金叶片。新的碳纤维三维编织/ 树脂传递模塑成形（RTM）制造工艺可以进一步提高风扇叶片的强度，因此，新一代GEnx及LEAP 发动机上都将采用这一技术制造风扇叶片。斯奈克玛公司为LEAP 发动机CFRP 风扇叶片开发的碳纤维三维编织/RTM 制造工艺中，长度以千米计的碳纤维进行三维编织后经超声加工方法制成预制体，再在专门开发的RTM 模具中注射树脂并进行热压固化制成叶片（图2）。叶片的成型过程需要24h，然后再进行钛合金包边并完成LEAP 发动机风扇叶片的最终加工[2]。不过，普惠等公司开展的一些试验也表明，为保证零件强度——例如防鸟撞，CFRP 材料风扇叶片要做的比传统钛合金叶片相对厚一些，这会降低发动机的气动性能。因此，在直径较小的发动机上采用超塑成形/ 扩散连接（SFP/DB）工艺制成风扇叶片的优势仍然存在。这样，风扇叶片可以做的较薄、强度够、气动性能也好。CFM 也在进一步将碳纤维增强环氧树脂复合材料（CFRP）制作的风扇机匣在LEAP 发动机上进行测试。2 金属基/ 陶瓷基复合材料风扇

金属基/ 陶瓷基复合材料（MMC/CMC）风扇的研发也一直在深入开展。MMC/CMC 材料比CFRP 具有更好的强度、刚度以及高温性能，因此，在发动机上多种类型的零件都有较好的应用前景。GE 公司在GE9X 的技术验证评估中认定，CMC 材料轻质高强的特点使得他们能够在与现有GE90 的CFRP 风扇叶片相同强度的情况下，可以做得更薄，并减少到16 个风扇叶片，这有望将发动机效率提高10%。罗尔斯· 罗伊斯公司也在一个名为UltraFanTM的项目中对新型C/Ti 复合材料叶片进行验证，计划在未来一代大型发动机上替换SPF/DB 钛合金风扇叶片。他们预期，如果未来将风扇及机匣都替换为此类C/Ti 复合材料，将有望使发动机减重700kg。3 新型复合材料风扇的零部件加工制造工艺 如何进一步提高新型复合材料的可加工性，以稳定的工艺方法确保表面完整性并降低零件的疲劳破坏概率，仍然是夯实航空发动机新型复合材料工程应用的前提和基础。由于复合材料的内部微结构较常用合金材料要特殊得多，其组成成分构成比较复杂，相对于基体材料，增强相（纤维或者颗粒增强体）的硬脆性高、可加工性普遍很低；运用传统车铣等加工方法时，切削力不稳定、刀具磨损太快、表面完整性差，有时候还会导致纤维和基体结合面上发生纤维拉出、脱开等损坏。近年来，非传统加工方法在CFRP 零件加工上的应用取得了明显的效果，如图3、4 所示。超声切割、激光切割等方法已经成为碳纤维预制体加工中的重要手段，而水射流加工（包括高压水加工、磨料水射流（AWJ）加工等）在CFRP工件的材料去除上有更好的成本效益，旋转超声加工(RUM)则在CFRP/Ti 合金的叠层结构制孔上比较有优势。因此，近年来CFRP 零件在风扇等冷端零部件上的应用与其加工制造工艺的逐渐稳定成熟有直接的关系。不过对于金属基/ 陶瓷基复合材料（MMC/CMC）而言，其工程性能更高，但是，制成工艺也更难。MMC/CMC 零件制成工艺的稳定性还有待进一步提高，以SiC复合材料为例，尽管已经开展了多年的密集试验研究及验证测试，如何克服硬脆特性，实现高表面完整性和精度的加工，还是摆在其加工机理研究中的一个核心问题。钛合金压气部件的加工制造技术 钛合金的精密高效加工技术

钛合金材料在航空发动机中有极其广泛的应用，特别是用以生产压气机等冷端零部件或结构件。其中，中等强度高损伤容限型钛合金Ti-6Al-4V 因在耐热、强韧、耐腐蚀、抗疲劳及可加工性方面具有较好的综合性能而占据主体地位。Ti-6Al-4V 材料零件加工制造技术在欧美发达国家、俄罗斯及我国都经过了几十年的研究及广泛应用，当前技术研究重点集中于如何高效率地实现高精度、高表面完整性和高性价比的钛合金零件加工，如图5 所示。新一代的刀具，如超细晶粒硬质合金刀具、无粘结剂微晶粒立方氮化硼（CBN）刀具等的技术验证研究都表明：通过合理采用切削参数，如微晶粒CBN刀具加工试验中选择切削速度约为400m/min，进给速度约为0.01mm/r，能够将钛合金的切削效率显著提高，并实现更高的刀具寿命[3]。当然，对于钛合金高速切削加工技术仍有待深入探索，例如，表面氧化、烧伤及不合理的残余应力等影响表面完整性的情况对切削工艺条件，包括主要加工参数、切削液等，都非常敏感。能否发展少或者无冷却液的加工技术，如何实现高速切削又少磨损等成为研究的重点。无余量精密锻造压气叶片的加工制造技术

无余量精密锻造转子叶片技术也是航空发动机钛合金零件制造及应用的重要发展趋势之一。通过无余量精密锻造工艺直接形成叶片的复杂曲面，能大幅度改善叶身在高温、高压及高速旋转条件下的抗疲劳性能和有效工作寿命，如图6 所示。当然，钛合金转子叶片的无余量精密锻造工艺要远比普通的模锻技术复杂，成本也要高出数倍以上。同时，此类叶片的榫头部分的精密加工是一项技术难题。由于叶身所具有的自由曲面及薄壁特性，以无余量成形的薄壁曲面叶身为零件的定位夹紧、加工测量基准时，容易出现过大的偏差及变形，精度不易保证。传统上用于无余量精密成形叶片加工的方法是使用低熔点合金浇注方式形成过渡基准，把叶身曲面点定位转换成规则的面定位，再进行加工。但这种工艺存在非常明显的缺陷，包括基准转换与定位误差扩大、加工过程中零件表面污染、工艺链长效率低等。西方先进的发动机制造企业已经基本淘汰此类技术，转而应用基于多点定位支撑方式、“安装/ 检测/ 优化”集成控制的自适应保形精密加工技术，通过工装与机床刀具之间实现自适应数控联动，以最大限度地保障加工精度和表面质量。3 钛合金整体叶盘的加工制造技术 钛合金整体叶盘制造技术也是一个极其重要的技术领域，如图7 所示。整体叶盘在小尺度紧凑结构的发动机上有重要应用。例如，小涵道比的EJ 200 发动机上就采用了6 个整体叶盘，包括一个带有大扭转率的宽弦叶形风扇叶盘。常用加工方法包括对整体盘坯进行铣削加工、电化学加工（ECM）方法加工等，水射流（WJC）加工方法在叶盘去余量粗加工中也有应用（余量可以高达几十mm，甚至加工出某些三维轮廓）。对于有更高性能表现的双性叶盘而言，通过线性摩擦焊（LFW）将叶盘与精密锻造的叶片进行连接，从而形成整体结构，也是一项有重大意义的工艺。表面强化工艺能极大地增强零件抗疲劳、微动磨损及应力腐蚀的能力，罗尔斯·罗伊斯公司发展的激光冲击喷丸（LSP）强化技术，通过钕玻璃激光器产生1000MW 峰值功率及百万磅/平方英尺的压力波，能在钛合金叶片表面形成1.0 mm 深的压应力层，大幅度提升叶片的工作性能。热端部件的新材料应用及加工制造技术 新型伽马钛合金零部件

新型伽马钛合金（γ-TiAl）如图8 的二元相图所示，是一种极其复杂的金属间化合物，在耐高温、结构强度、抗腐蚀性以及阻燃（抗钛火）性能上有很好的表现，高温工作性能与Inconel718 镍基合金接近，但密度只有其一半。因此，γ-TiAl合金零部件近年来已经成为航空发动机研制中的热点之一[4]，逐步在热端零部件上得到应用，例如GE 公司在GEnx-1B 发动机上已经采用γ-TiAl合金（Ti-48-2-2）制造低压涡轮的最后两级叶片[5-6]，如图9 所示。不过，γ-TiAl合金的金属延展性、损伤容限都比较低，脆性也大，传热性能低也比较黏，可成型性（如铸造等）及可加工性都较差。相比之下，用它来替换的常用镍基高温合金，如Inconel718，则在延性和塑性变形方面工艺性更好，加工工艺也更成熟。因此，γ-TiAl属于典型的难加工材料。罗尔斯·罗伊斯公司对γ-TiAl合金零件的可加工性、多种加工方法开展了多年的加工制造验证性研究也表明，在铣削、车削、磨削、钻孔、EDM 以及抛光过程中，加工表面的完整性一直是关键难点之一，加工工艺参数选择不当会导致零件表面缺陷较多，在较薄结构上出现崩碎、尖锐边以及裂纹等问题，刀具的磨损问题也更突出。近几年，美国矿物、金属和材料学会（TMS）也召开数次γ-TiAl合金技术的国际学术会议，以期望从材料属性、工艺参数及加工方法等变化出发，探索与表面完整性破坏（如表面划伤、表面烧伤、微裂纹、切屑瘤、残余应力等表面缺陷）之间的内在作用与联系，并进而寻求在γ-TiAl的机械加工过程中提高疲劳性能和抗应力腐蚀性能的方法。2 新型高温合金零部件

近年推出的ATI718Plus 超级合金也在高温零部件制造上有很大的应用前景。ATI 718Plus 作为一种低成本合金材料，工作温度较传统的Inconel718 合金提升了55℃，强度、可制造性等与传统Inconel718 相似。718Plus 合金制造的热端零件能够比Waspaloy及其他类似高温合金承受更高的强度，可成形性及可加工性、耐磨损性等也相对好些。因此，罗尔斯· 罗伊斯公司已经开始在发动机上运用基于这种更佳性价比材料的转子及静子部件、紧固件等进行技术验证。在关键的单晶超级合金高压涡轮叶片制造上，国外第二代（如Rene N5、CMSX-

4、PWA1484）、第三代（如Rene N6、CMSX-10）的单晶超级合金经过多年发展，零部件精密铸造、涂层技术、加工工艺等已经比较稳定，如Meyer Tool 公司制造的涡轮导向叶片，能够达到± 0.01mm 的加工误差和R a 0.2 的粗糙度。这在各类主力发动机上都得到了广泛应用。GE90 发动机上采用的导向叶片是用Rene N5 制造的，在约1500 ℃的涡轮进气温度（TET）通过了18000 个循环的耐久测试（近似于6~7 年的商业化飞行服务）。各类高性能超级合金材料在GE 发动机热端部件上的综合运用，也将排气温度（EGT）提高了约20 ℃。能在长时间高温度下工作，强度及微观结构的稳定性都比较好的单晶高温合金ReneN6、MX4[7-8]都在进行深度工程验证后也陆续投入到了发动机型号应用上。由于单晶合金制成的高压涡轮叶片要长时间暴露于1300℃以上的高温气流之中，因此，不仅需要复杂的内部冷却气流通道，还要在表面使用特制的低热导率热障涂层(TBCs)。然而，沉积了TBC 涂层之后继续精密加工气膜孔的工作变成了一项极其困难的任务——既要在极难加工、高硬度、低热导性TBC 和单晶超级合金基体上制孔，又要保持小孔的表面完整性防止裂纹。GE/Synova公司合作发展了能够精密地穿透TBC 材料，加工出高质量气膜孔的Laser MicroJet微孔加工技术[9]。陶瓷基高温复合材料零部件

陶瓷基高温复合材料（CMC）的强度、刚度、高温性能等都非常好，材料密度又较低，在发动机热端零部件上具有极大的研究和应用前景。NASA、GE 及PW 公司都注意到了熔渗法制备的碳化硅连续纤维增强陶瓷基复合材料（Melt Infiltrated SiC/SiC CFCC）制成的零部件具有较好的热导率、抗热冲击、抗蠕变性等，在高温环境下对冷却空气的需求（比高温合金材料）更小，未来有极高应用潜力[10]。不过由于在1200℃的高温空气（含水蒸气等）下，SiC陶瓷材料存在氧化反应，因此，他们发展了一种环境阻障涂层(EBC)[11]（图10），以等离子喷涂技术在火焰筒内层制成了包括125μm 厚的Si 粘结层、125μm 富铝红柱石（Mullite）中间层和125μm 厚的BSAS 表面层。GE公司在GEnx发动机的验证试验中测试了包括内外火焰筒、第一级高压涡轮罩壳、第一级导向叶片、第二级导向叶片等零件，这些碳化硅连续纤维增强陶瓷基复合材料零件在高温实验中展现了极高的抗氧化性（如图11），预示了将来的巨大应用前景。GE、罗尔斯·罗伊斯公司联合开展的F136 发动机项目上进行的技术试验也表明，SiC颗粒增强复合材料制作的低压涡轮叶片比以前的镍基合金叶片大幅减重，同时耐高温性好减少了对冷却气体的使用，有望显著改善发动机的推力和使用效率。高温合金材料的蜂窝结构的使用也有望进一步提高涡轮的结构工艺性、降低重量并提高冷却效率。GE 公司在涡轮导向叶环上安装了高温合金蜂窝结构，在GE、Campbell 合作开展的研究中，能够用VIT-CBN 砂轮和特制的高压冷却液加工蜂窝结构材料，达到极高的品质和公差水平，没有毛刺和碎屑连接在零件上，从而极大减少了后续工序，提高生产效率。

结束语

在航空发动机中广泛使用更高的比强度、高温性能、性价比等机械物理性能的CFRP/CMC/MMC 复合材料、γ-TiAl金属间化合物及新一代超级合金等材料制成关键零部件，是航空发动研制与性能提升的重要发展趋势。但是，只有经过深入地制造工艺探索并在极其严格的技术验证过程中证明了零部件结构及其工艺方法的可靠性及成本有效性之后，先进性能的材料及其零部件的制造工艺才能真正成为航空发动机先进制造技术发展的助推器。当前，我国航空发动机先进制造技术既面临着宝贵的发展契机，又承受着巨大的发展挑战。深入探索新型高性能材料的基本性质、理清零部件制造的工艺特点，从理论本质和工程技术两个层面掌握零部件先进加工制造技术的内涵，是推动我国航空发动机先进制造

技术发展的关键所在。在此基础上，进一步重视将技术研究成果向工程化生产线凝聚，重视系统性的集成应用也是不可或缺的环节。例如，德国MTU 公司的工作表明：优化整体的工艺链并实现生产线工艺集成、功能集成（如将原来的外部非加工工序包括喷丸、检测等投入在线应用），形成良好的工艺组织管理能力，能够降低55% 的质量缺陷和缩短25% 的制造周期。因此，应将发动机关键零部件的先进加工工艺技术研究与应用作为航空发动机产业“强化基础、提高能力”的一项关键环节，从基础理论、关键技术和工程体系协作发展的角度促进我国航空发动机关键零部件先进加工制造技术的跨越发展。

篇2：航空材料技术进展

1 主承力接头结构形式研究 复合材料主承力接头研究,在国外起于70年代末并取得一定的研究成果.如A-7飞机减速板接头、A-310和A-320[1]垂尾的主承力接头等,这些接头都是层压式结构,并与主结构融为一体.

作 者：史坚忠 黄维杨 Shi Jianzhong Huang Weiyang 作者单位：史坚忠,Shi Jianzhong(南昌飞机制造公司,南昌,330024)

黄维杨,Huang Weiyang(南京航空航天大学,南京,210016)

篇3：航空材料技术进展

关键词：金属间化合物,陶瓷基复合材料,焊接,强度,界面

Ti-Al系合金是以Ti3Al基合金或TiAl金属间化合物为基体的新型合金, 具有熔点高、比强度和比模量高、高温力学性能和抗氧化性能良好等特点, 是极具应用潜力的新型轻质高温结构材料。采用Ti3Al基合金或TiAl金属间化合物代替Ti合金可提高构件的使用温度, 代替普通高温合金可达到明显的减重效果。为促进Ti-Al系金属间化合物的工程应用, 深入研究其焊接技术具有重要意义。

陶瓷、陶瓷基复合材料具有耐高温、高强度和刚度、密度较轻、抗腐蚀性能好等特点, 在航空、航天超高温领域有着诱人的应用前景。但陶瓷材料因加工性能差、延性和冲击韧度低、耐热冲击能力弱以及制造尺寸大且形状复杂的零件较为困难等缺点, 通常需与金属材料组成复合结构或者通过陶瓷自身的连接实现复杂构件的制造。因此, 解决陶瓷/陶瓷、陶瓷/金属的连接问题是将陶瓷材料推向应用必须解决的关键技术之一。

总体上讲, 陶瓷、陶瓷基复合材料属于难焊接材料, 而Ti3Al基合金、TiAl金属间化合物亦属于较难焊接的新材料。本文论述了国内外关于Ti-Al系金属间化合物、陶瓷和陶瓷基复合材料这两大类轻质高温结构材料的焊接技术研究进展, 特别是对最近20年的有关研究进展进行了评述。

1 Ti-Al系金属间化合物焊接技术研究进展及发展趋势

1.1 Ti3Al基合金焊接技术研究

1.1.1 Ti3Al基合金熔化焊

适用于Ti3Al基合金的熔化焊方法有电子束焊、激光焊和氩弧焊。国内外研究结果表明, 采用合适的焊接工艺规范能够获得完整的接头, 存在的主要问题是常温下塑性不足以及由此引起的固态裂纹。

David等[1]对Ti-24Al-11Nb合金氩弧焊和电子束焊的裂纹倾向性进行了研究。结果表明, 其抗热裂纹性能较好, 但具有固态裂纹倾向;焊接冷却速率对焊缝组织及接头性能具有很大影响。Baeslack等[2]研究Ti-13.5Al-21.5Nb合金氩弧焊接头热影响区的显微组织特征时得到相似结论。冷却速率对Ti-26Al-11Nb和Ti-26.1Al-9.61Nb-2.9V-0.9Mo合金硬度影响的结果显示[3], 冷却速率很快时, 硬度出现陡降, 这表明有相对较软的B2相形成;冷却速率中等时, 硬度出现峰值, 这是生成α2马氏体的缘故;冷却速率继续降低, 硬度值逐渐减小。

Martin等[4]研究了Ti-14.3Al-21Nb合金的CO2激光焊接性能, 得到无缺陷的接头。当冷却速率高于3400K/s时, 接头弯曲塑性达到母材水平。吴爱萍等[5]研究了Ti-24Al-17Nb合金的激光焊, 采用连续激光氦气双面保护获得了成型良好的焊接接头, 接头横向抗拉强度与母材相当, 塑性达到14%~17%。

Acoff等[6]通过对Ti-26Al-22Nb合金的点焊研究发现, 通过预热的方法, 既可改善焊缝组织, 又能避免因温度梯度过大而导致的残余应力集中。刘博等[7]研究Ti-23Al-14Nb-2V合金氩弧焊时发现, 通过预热可以降低冷裂纹倾向性, 接头拉伸塑性为3.89%, 接近母材。另外的研究结果表明[8,9], 焊后热处理对于改善Ti3Al基合金的焊接接头性能同样具有重要作用。刘卫红等设计了高Nb含量的Ti-Al-Nb系合金焊料体系, 作为Ti3Al基合金 (合金牌号TD3:Ti-24Al-15Nb-1Mo, 原子分数/%) 的专用焊接材料, 采用此种填充材料焊接, 调整了焊缝区的合金成分和组织, 接头室温抗拉强度达到母材的70%。图1为接头的显微组织[10]。

谭立军等[11]采用电子束焊接技术对Ti-22Al-25Nb与TC11合金异种材料进行了焊接, 并成功实现了连接。所得到的接头抗拉强度超过了TC11母材, 冲击韧性达到TC11母材的42%。

1.1.2 Ti3Al基合金钎焊

早期, Cadden等[12]采用三种Ti-Cu-Ni合金钎料对Ti-13.4Al-21.2Nb合金进行了扩散钎焊的研究。结果表明, 大部分接头的室温抗拉强度能达到母材水平, 但高温强度都低于母材。从试验中也得出, 钎焊时间和钎料成分对控制接头质量起到了关键作用。

陈波等[13]在880℃/10min规范下, 采用三种AgCu基钎料进行了Ti3Al基合金 (TD3) 的润湿性和连接研究。结果表明, 随着钎料中Ti含量的提高接头平均抗剪强度逐渐增大;采用Ag-27.4Cu-4.4Ti钎料的接头对应最大抗剪强度为163.8MPa。

何鹏等[14]采用Ni-8Cr-5Si-2B-2Fe钎料对Ti-14Al-27Nb合金进行了钎焊研究。详细研究了钎焊时间及温度对接头显微组织及力学性能的影响, 当钎焊时间和温度分别为250~300s和1050~1100℃时, 接头抗剪强度达到220~230MPa。

1.1.3 Ti3Al基合金扩散焊及摩擦焊

熊华平等[15]针对Ti3Al基合金进行了五种不同工艺规范的扩散焊研究, 结果表明, 随着扩散焊温度的提高或保温时间的延长, 母材中的α2+O相板条组织逐渐长大, 在焊缝处生成的α2相尺寸也明显变大。在980℃/1h/10MPa规范下的接头室温抗拉强度为729MPa, 650℃高温抗拉强度为436MPa。

Threadgill等[3]对Ti3Al基合金的线性摩擦焊进行了研究, 发现对于Ti-14Al-21Nb合金的自身焊接, 焊接频率对焊瘤尺寸、裂纹形成及接头显微组织均有很大影响。Threadgill等[16]还采用超塑性成型与扩散焊连接工艺成功实现了α2和超α2合金的连接。

1.2 TiAl金属间化合物焊接技术研究

1.2.1 TiAl金属间化合物熔化焊

TiAl金属间化合物在熔焊过程中具有热裂纹倾向。Mallory等[17]和Arenas等[18]均研究了铸造合金Ti-48Al-2Cr-2Nb钨极气体保护焊 (GTAW) 的焊接性, 发现预热对降低和消除接头熔化区和热影响区的裂纹具有很好的效果;同时, 合理控制热输入及冷却速率的大小, 也是获得良好接头的有效方法。Hirose等[19]对Ti-46Al-2Mo合金进行了激光焊接, 并对接头熔化区域的显微组织及裂纹敏感性进行了考察。结果表明, 通过降低焊接速率和提高预热温度, 可以减小裂纹出现的频率, 并获得无裂纹焊缝。

Threadgill等[20]研究分析了Ti-48Al-2Cr-2Nb锻造合金的电子束焊, 指出冷却速率降低, 会形成α2+γ双相组织, 该组织具有良好的塑性, 明显减少了横向裂纹的数量, 并得到了抗拉强度达到550MPa的接头。张秉刚等[21]对TiAl和TC4异种材料进行了电子束焊接, 接头在拉伸试验中大部分于TiAl母材或热影响区处断裂, 断口为典型的脆性解理断裂特征。丁杰等[22]采用电子束焊接技术对γ-TiAl和40Cr钢异种材料进行了连接, 由于两种材料性能差别较大, 焊接存在一定困难, 但是焊接前进行预热或者降低冷却速率能缓解焊缝热应力, 降低裂纹出现几率。

1.2.2 TiAl金属间化合物钎焊

TiAl金属间化合物的钎焊方法主要有真空钎焊和红外感应加热钎焊, 所用钎料的主要成分对于钎焊接头的组织及性能具有重要影响。Uenishi等[23]采用Al箔钎料对Ti-48Al铸造合金进行了钎焊研究, 接头的室温及高温 (873K) 抗拉强度均与母材相似, 达到220MPa。Shiue等[24]采用纯Ag钎料对Ti-50Al合金进行了感应钎焊, 反应层中形成了Ti3Al相, 接头最高抗拉强度超过385MPa。Tetsui[25]详细研究了Ag基、Au基、Pd基、Ni基和NiTi多种不同钎料对TiAl金属间化合物的润湿性以及钎料与TiAl界面的生成相, 认为钎料与TiAl基体之间高温反应非常强烈, 容易生成硬度很高的化合物相, 并指出在有高温钎焊强度的要求下, 使用钎料中必须控制硬化元素Cu, Ni, Au的含量。正是由于TiAl金属间化合物性质活泼, 很容易与其他材料反应而使接头性能恶化, 因此在钎料的选择方面具有较高要求。叶雷等[26]设计了CoFe基和Fe基两种高温钎料, 以避免高温钎焊条件下钎料与TiAl母材之间发生过度反应。图2比较了BNi82CrSiB, CoFe基和Fe基钎料分别在TiAl母材润湿界面上的反应深度。

图2不同钎料在TiAl母材上的润湿界面[26] (a) BNi82CrSiB钎料, 1150℃/10min; (b) CoFe基钎料, 1200℃/10min; (c) Fe基钎料, 1200℃/10min Fig.2 Interfaces between the brazing fillers and the TiAl base material[26] (a) BNi82CrSiB alloy, 1150℃/10min; (b) CoFe-based alloy, 1200℃/10min; (c) Fe-based alloy, 1200℃/10min

曹健等[27]利用机械合金化TiH2, Ni和Si粉末的方法制备了Ti-Ni-Si焊料, 并采用该焊料成功实现了TiAl金属间化合物的钎焊连接。图3为使用TiH2-50Ni-2Si粉末获得的TiAl钎焊接头的组织[27]。从接头的焊缝中心到母材, 反应层的组成相依次为Ti3Al+Ti5Si3, TiAlNi2和Ti3Al。当焊接温度为1140℃、时间为30min时, 接头最大抗剪强度达到260.1MPa。

关于TiAl金属间化合物与异种材料的连接, 国内外都有相关研究和报道。Noda等[28]研究了Ti-33.5Al-0.5Cr-1Nb-0.5Si铸造合金和AISI4340结构钢异种材料之间的感应钎焊, 采用Ag-35.2Cu-1.8Ti钎料得到的接头室温抗拉强度为320MPa, 500℃时为310MPa。陈波等[29]采用Ti-15Cu-15Ni, Ti-13Zr-21Cu-9Ni, 63Ag-35.2Cu-1.8Ti和68.2Ag-27.4Cu-4.4Ti四种钎料进行了TiAl/42CrMo钢钎焊。对应于上述四种钎料的钎焊条件及接头抗拉强度分别为1000℃/5min, 91.5MPa;930℃/10min, 133.4MPa;870℃/10min, 286MPa;910℃/10min, 189.1MPa。李海新等[30]以Ti为中间层, 对TiAl金属间化合物与Ni基高温合金进行反应钎焊连接, 典型的界面微观结构为GH99/ (Ni, Cr) ss (γ) /TiNi (β2) +TiNi2Al (τ4) +Ti2Ni (δ) /δ+Ti3A1 (α2) +Al3NiTi2 (τ3) /α2+τ3/TiAl。当钎焊温度为1000℃, 保温时间10min时, 所得接头的抗剪强度最高为258MPa。此外也有使用AgCu基钎料对TiAl金属间化合物与陶瓷材料的钎焊连接研究, 取得相关进展[31,32]。

以上这些对TiAl金属间化合物钎焊工艺和接头性能的研究大部分都只报道接头的室温强度, 但可以预见, 使用Al基、Ti基、Ag基钎料对应的TiAl钎焊接头的耐热温度远低于TiAl材料本身能够承受的工作温度 (760~800℃) 。适用于TiAl钎焊的高温钎料的研究报道还很少, 目前需要解决的关键问题是设计具有合适成分的高温钎料, 使其与TiAl金属间化合物基材的反应得到有效控制, 使接头具有较高的强度和好的高温性能。

1.2.3 TiAl扩散焊、自蔓延高温合成反应焊接与摩擦焊

TiAl金属间化合物塑性变形的流变应力值较大, 扩散激活能较高, 因此采用扩散焊对TiAl进行焊接需要采用较高温度及较长时间。Uenishi等[23]研究了Ti-34Al合金的扩散焊, 采用的中间层材料为Al薄片, 在900℃/30MPa工艺条件下同时进行1300℃后续热处理, 成功实现了连接, 得到的接头室温和600℃温度下的抗拉强度与母材相当, 达到220MPa。但是, 需要解决的问题之一是TiAl母材及其扩散焊接头的脆性问题。

等[33]在采用扩散焊方法连接Ti-47Al-4.5 (Cr, Mn, Nb, Si, B) 轧制合金的过程中发现, 试件的表面状态会对连接质量产生影响。Glatz等[34]研究了1000℃下Ti-47Al-2Cr-0.2Si合金的扩散焊。室温、700℃和1000℃时, 接头的抗拉强度均较高, 基本接近母材。在Cam等[35]的研究中, Ti-48Al-3.7 (Nb, Cr, C) 合金在1000℃/10MPa/5h扩散焊条件下, 得到的接头抗剪强度达到388MPa;同时, 焊后热处理 (1430℃/30min) 提高了接头的强度, 但形成的粗晶组织却导致接头发生了脆化。

目前有少数文献报道TiAl与Ni基高温合金异种材料组合接头扩散焊连接的研究结果, 如段辉平等[36]以金属Ti, Cu, Ni箔构成Ti-Cu、Ti-Ni复合焊料, 采用过渡液相 (Transient Liquid Phase, TLP) 技术进行了TiAl与IN718合金的连接研究, 得到了无缺陷的连接接头;为避免TiAl金属间化合物与Ni基高温合金直接扩散连接时生成Ti-Ni-Al三元金属间化合物而导致接头强度降低, 何鹏等[37]采用Ti箔作为中间层扩散连接TiAl及Ni基高温合金 (GH99) , 在连接温度1173K、连接时间30min、连接压力20MPa时, 抗剪强度最高达到260.7MPa, 当然接头的高温性能还有待进一步研究。

Taughi等[38]对Ti-46Al锻造合金 (具有γ+α2全层片组织) 进行了自蔓延高温合成焊接, 采用Ti与Al的混合粉压成的薄片 (1mm厚) 作为连接材料, 接头的室温和高温 (800℃) 抗拉强度均与母材水平相当, 达到400MPa以上。Uenishi等[39]做了进一步研究, 发现连接材料与母材反应生成了TiA13, 接头中的界面组织主要由α-Ti, α2 (Ti3Al) 和TiAl3相组成, 且存在不均匀性;在1300℃下进行均匀化热处理, 可改善界面组织, TiAl3转变为单相的γ组织, 而原界面的金属薄片部位则由晶粒尺寸约为31μm的α2/γ层片组织组成, 接头室温及550℃的抗拉强度与母材相当, 断裂于母材或接头界面的γ相晶界。

宫下等[40]对Ti-33.8Al进行了摩擦焊实验, 接头抗拉强度达到539MPa, 断裂于TiAl母材。Lee等[41]对Ti-47Al合金和AISI4140钢的摩擦焊进行了研究, 采用纯Cu作为中间层, 接头处形成了TiAl/AlCu2Ti/TiCu4/AISI4140反应层, 中央为Cu2Ti相;夹层厚度为300μm时, 接头抗拉强度达到375MPa。Hou等[42]对Ti-48Al-2Cr-2Nb铸造合金摩擦焊的界面显微组织进行了详细研究。连接界面上发生了重结晶并产生了大量细化晶粒, 连接区附近形成了微裂纹, 且分布广泛。

相对而言, 固相焊接方法 (扩散焊、摩擦焊) 取得了更好的研究结果, 但是由于这些焊接方法本身的工艺要求, 其应用也必然存在各自的局限性。

1.3 Ti3Al基合金及TiAl金属间化合物的应用研究进展

美国NASA兰勒研究中心利用瞬态液相扩散焊连接方法制成了Ti-14Al-21Nb合金蜂窝面板结构, 其他公开报道Ti3Al基合金焊接技术应用的并不多。国内, 已出现关于Ti3Al基合金氩弧焊的应用, 而李晓红等则采用钎焊方法成功焊接了Ti3Al基合金环与GH536合金蜂窝组合结构模拟件, 得到的Ti3Al/GH536异种材料钎焊接头室温抗剪强度达到125MPa, 500℃抗剪强度为108MPa[43]。显然, 为充分发挥Ti3Al基合金在650℃及以上的高温性能优势, 钎焊接头强度和高温性能仍有待研究提高。

国外早在20世纪90年代末就开始对由TiAl板材制成的航空航天用发散板阀、排气喷嘴等零件和复杂蜂窝结构以及某刚性结构进行了高温钎焊研究和模拟件的试制[44,45], 以期待由TiAl代替Ni基高温合金获得应用。瑞士Asea Brown Boveri公司制成一种高温钛合金叶片, 钛合金叶根与γ-TiAl叶身通过热压扩散方法连接而成。日本还采用摩擦焊方法成功焊接出TiAl涡轮转子。美国的高速研究计划采用钨极气体氩弧焊实现了形状复杂部件的修复[44]。罗罗、戴姆勒-克莱斯勒、丰田、日本大同钢铁等公司研究了TiAl转子与钢轴之间的摩擦焊接, 通过添加Fe基合金A-286中间层解决了异种材料之间的裂纹敏感性问题, 对γ-TiAl和钢涡轮增压器组件进行摩擦焊接, 获得的接头强度为412MPa[46]。国内相关单位采用摩擦焊连接TiAl合金涡轮与42CrMo调质钢轴钢, 连接件接头室温抗拉强度达到480~537MPa。

当前对TiAl金属间化合物连接研究较多的是TiAl自身及其与钢、Ti合金异种材料的连接, 而更能发挥高温性能优势、有潜在应用前景的TiAl/高温合金组合接头的连接技术, 则更具吸引力和挑战性。

2 陶瓷、陶瓷基复合材料的连接技术研究进展

工程陶瓷的具体连接方法主要包括超声波焊接法、电脉冲焊接法、阳极键合法、固态扩散焊法、陶瓷表面金属化后间接钎焊方法、活性钎焊方法、氧化物玻璃法、先驱体法和反应连接方法等[47]。

2.1 陶瓷/陶瓷连接的主要研究进展

2.1.1 采用玻璃或陶瓷作为中间层的陶瓷焊接

采用无机玻璃或陶瓷作为中间层连接陶瓷/陶瓷源于20世纪80年代, 其优点在于在焊接时只需极小的外加压应力, 熔化的中间层起到润湿并连接陶瓷的作用, 可以取得明显的成效。Aravindan等[48]采用微波连接法 (频率为2450Hz) 并利用硅酸盐玻璃作为中间层实现了Al2O3-30ZrO2陶瓷的自身连接。Esposito等[49]采用铝硅酸钙玻璃作为中间层在1450~1500℃的条件下进行Y-PSZE陶瓷、Al2O3陶瓷自身的连接, 玻璃相熔化、润湿并扩散至陶瓷基体中, 焊接Y-PSZE陶瓷获得了173MPa的接头强度, 焊接Al2O3陶瓷获得了150~190MPa的强度。法国研究者在真空或中性气氛下成功钎焊了世界上比较大的以SiC陶瓷为基的望远镜的赫歇尔反射镜面[50], 并研发了一种在大气下使用硅酸钙玻璃作钎料对SiC进行钎焊修复的方法。结果表明, 在1400~1500℃/3min时23CaO-15Al2O3-62SiO2 (质量分数/%) 玻璃在SiC基板上的接触角接近20°, 室温下SiC钎焊接头的平均剪切强度为42MPa。Chang等[51]在进行Al2O3自身连接时采用低熔点 (540℃) 的B2O3陶瓷作为中间层, 当B2O3熔化并扩散至Al2O3中时与其进行了反应, 生成了不同的Al2O3-B2O3化合物, 但焊接时间长达15h, 并且只获得了50~70MPa的强度。

在固体氧化物燃料电池 (Solid Oxide Fuel Cell, 简称SOFC) 的密封连接中也经常采用玻璃或陶瓷作为中间层, 常用的玻璃陶瓷中间层体系有BaO-CaO-SiO2复合中间层、BaO-MgO-SiO2复合中间层加入增强相 (YSZ、纤维、Ag等) 的玻璃中间层, 以及金属和陶瓷的混合中间层等[52], 并且CTE的良好匹配对于接头强度和是否存在残余热应力有着很大的影响。随着SOFC的密封连接要求的提高, 越来越趋向于填充复合中间层以提高接头的性能。

采用玻璃作为中间层在Si3N4陶瓷自身的连接中取得了很好的效果, 如周飞[53]利用钇铝硅酸盐 (如Yb, La或Ce等) 作为中间层在1600℃的条件下对Si3N4陶瓷自身进行焊接, 获得接头的室温强度为550MPa (相当于Si3N4陶瓷的80%) ;Gopal等[54]利用SiO2+RE2O3作为中间层对Si3N4陶瓷自身进行了连接, 在焊接过程中有一个类似于Si3N4烧结的过程, 生成了RE2Si2O7化合物, 并在接头处形成薄带组织, 获得了1013MPa的室温强度, 并且在1000℃和1200℃时还分别保持666MPa和340MPa的强度。

2.1.2 陶瓷/陶瓷的扩散焊连接研究

早期有学者[55]采用超塑性扩散连接方法在1350~1450℃条件下进行Y-PSZ陶瓷自身连接, 获得的接头组织致密, 并具有较高的塑性。Mun等[56]进行ZrO2陶瓷自身连接研究时采用Ni作为中间层, 在1000~1200℃, 外加应力为10MPa条件下进行焊接, 获得了135~150MPa的接头强度;当采用另外一种金属Cu作为中间层并在700~900℃进行焊接时获得了180~240MPa的接头强度。与此同时Esposito等[57]在进行Al2O3自身连接时分别使用Cu, Ni和Fe作为中间层, 并施加50MPa的压力, 在0.9倍中间层熔点的温度下进行焊接, 获得了50~180MPa的接头强度, 其中Ni和Cu中间层所对应的接头强度较高。

类似的方法也应用于Si3N4陶瓷或与Sialon陶瓷的连接中, 并经常采用Ni, Ti, 不锈钢、SiC/Mo作为中间层, 其中使用Ni中间层能获得良好接头。虽然Ni, Ti等是很好的活性元素, 但由于其与陶瓷之间的CTE存在很大差异, 不可避免在焊后接头中存在残余热应力, 为缓解应力需要适当地调整中间层的厚度[58]。

2.1.3 陶瓷及陶瓷基复合材料的钎焊研究

在陶瓷钎焊过程中最常用的钎料是Ag-28Cu共晶钎料, 但是这种体系的钎料在陶瓷表面不润湿, 可以先对陶瓷的表面进行金属化处理, 使钎料在其表面能够润湿, 从而实现对陶瓷的焊接。陶瓷表面金属化一般是采用喷涂的方法进行, 近期也有学者采用液态浸渍的方法对陶瓷进行表面金属化, 如Wei等[59]在等量的NaCl和KCl混合物中加入质量分数为5%~10%的K2TiF6, 在700~1000℃的条件下将Si3N4陶瓷在其中浸渍2h, 然后采用Ag-28Cu共晶钎料对其进行焊接可以获得200MPa以上的接头强度。

为了实现陶瓷的直接钎焊连接, 国内外一般都在Ag72Cu28共晶成分的基础上加入2%~5%的活性元素Ti构成AgCu-Ti钎料。然而该钎料高温抗氧化能力差, 有资料[60]报道用该钎料实际钎焊Sialon/Sialon陶瓷时接头强度在400℃时比起室温时已有所下降, 温度再升高接头强度下降很快。

Kang等[61]设计了AuNiCrFeMo合金钎料对陶瓷/金属的连接展开了研究, 但是被焊的陶瓷表面必须预先镀上一层钛膜。还有关于PdCuTi钎料对Al2O3的润湿性及界面冶金行为的报道[62], 指出Ti的加入使界面发生了一个双重变化:液态侧富氧、钛吸附层的生成及随后在固态侧氧化钛的生成, 只有当界面生成一氧化钛, 才能保证较好的润湿性并形成较强的结合力。当Ti含量从0%增加到25% (原子分数) , 润湿角从约125°降到13°。Naka等[63]用Cu-Ti合金钎焊Si3N4/Si3N4, 所得接头室温下最大剪切强度为313.8MPa (Cu66-Ti34合金) , 但其高温性能不足。熊华平等[64]曾研制了CuNiTiB钎料, 在1353K/10min条件下对Si3N4/Si3N4陶瓷进行钎焊, 接头室温下三点弯曲强度达到402MPa, 室温强度的92%能维持到500℃, 但温度升高接头强度急剧下降, 钎焊接头高温性能仍需提高。因此, 陶瓷用高温钎料的研究自20世纪90年代以来成为国际上的研究热点之一。

Hadian等[65]采用Ni-Cr-Si体系合金 (Cr为活性元素) 对Si3N4陶瓷进行自身连接实验, 但是接头室温弯曲强度很低, 仅为118MPa。有学者使用NiCrSiTi[66]和Co-Ti[67]体系合金作为钎料连接Si3N4陶瓷, 接头性能也不理想, 这是因为Ti与Ni, Co之间的反应强烈, 会生成稳定的化合物从而大幅度降低Ti的活性, 因此直接使用Ni (Co) -Ti系合金作为中间层进行Si3N4陶瓷连接效果不佳。Paulasto等[68]在进行Si3N4陶瓷自身连接时, 使用CuTi/Pd/CuTi的复合中间层, 采用瞬态液相法在1223K/10min+1273K/40min条件下获得接头的室温强度为157MPa;在873K下可以保持室温强度的66%, 但温度再高则会造成接头性能急剧下降;而且强度测试样品全部是在陶瓷与中间层的连接界面处断裂, 作者认为这是由于Pd与Ti反应而致使Ti的活性降低, 从而在界面处生成的反应层较薄造成的。

Okamura[69]使用41-Ni-34Cr-25Pd钎料对Sialon陶瓷自身进行钎焊连接, 所得接头弯曲强度从室温至700℃可以一直稳定在300~350MPa, 但是这种钎料对Sialon陶瓷的润湿与连接依赖于焊前在Sialon陶瓷表面喷上一层均匀的碳膜。

Loehman[70]以V为活性元素研制了Au-36.6Ni-4.7V-1Mo钎料, 获得的Si3N4/Si3N4接头室温四点弯曲强度高达393MPa;但其高温性能仍不理想, 在700℃时强度值已经不足室温的40%。熊华平等[71]报道了用于Si3N4陶瓷连接的高温新钎料研究进展, 使用PdCo (Ni, Si, B) -V急冷态钎料箔带, 在1180℃/10min条件下获得的接头室温三点弯曲强度高于200MPa。随后, Sun等[72]设计了Au78.67-Ni15.62-Pd3.92-V1.79 (质量分数/%) 钎料, 在1150℃/60min的条件下完成了Si3N4陶瓷的自身连接;接头在靠近Si3N4陶瓷表面的界面上生成了1~2μm厚的VN反应层, 而在接头中央生成了两种固溶体Au[Ni, Pd]和Ni[Si, V] (见图4) , 正是因为这种组织的形成才使得接头性能较好。接头室温三点弯曲强度为264.4MPa, 并且在800℃条件下还可以保持214.2MPa的高强度, 但温度上升至900℃时其强度急剧降低。

在SiC陶瓷的连接中, 国内外较多地采用了AgCu基和Cu基钎料等。Naka等[73]研究了Ni-50Ti钎料, 对应的SiC/SiC陶瓷钎焊接头在室温、300℃和700℃剪切强度分别为158, 316MPa和260MPa, 可见接头室温强度偏低, 且高温性能仍需提高。

在研制SiC连接用高温新钎料时, 应该高度关注钎料与SiC之间的界面反应并予以控制, 因为常规的高温钎料中常含有元素Ni, Co, Fe, 它们都会与SiC直接发生十分强烈的化学反应, 在紧靠SiC的界面上形成由硅化物层以及溶有碳的硅化物层交替变化的带状反应层结构[74], 过于强烈的界面反应不仅会极大地损伤SiC基材, 而且获得的接头强度也很低[75]。熊华平等最近研制了一种Co基多元钎料即CoFeNi (Si, B) CrTi[76], 通过这种钎料消除了传统的Ni基或Co基钎料引起的周期性带状反应层结构, 在最优的钎焊条件 (1150℃/10min) 下获得的SiC/SiC接头在800℃和900℃的平均三点弯曲强度分别为188.2MPa和181.5MPa, 其中接头中央弥散分布的TiC相 (见图5) 有利于接头高温稳定性的提高, 该钎料还用于SiC/GH3044的连接研究[77]。当然该钎料仍有待改进, 以进一步提高接头的力学性能。

根据最新报道, Martin等[78]研究采用Ta-Ni合金作为钎料进行Al2O3陶瓷、SiC陶瓷的连接, 即利用Ta40Ni60+10%TiH2混合中间层对Al2O3陶瓷在1410~1600℃条件下进行焊接, 获得了50~70MPa的四点弯曲强度, 分析表明Ni-Ta-Ti相的分布对其接头性能起着至关重要的作用;同时还采用Ta40Ni60钎料在1400~1700℃条件下对SiC陶瓷进行连接, 获得了超过150~210MPa的接头四点弯曲强度。

对于C/C复合材料高温钎料的研究, 主要是以Si, Al, Mg2Si粉末、玻璃等作为中间填料进行钎焊[79,80]。更早期的研究有:20世纪60年代英国[81]采用MoSi2作为中间层实现了C/C连接, 且经热循环试验后接头稳定;美国[82]使用35Au-35Ni-30Mo/60Au-10Ni-30Ta等高温钎料实现了石墨/Mo的连接, 经测试表面接头渗漏试验效果良好;同时美国[83]还研究了使用48Ni-48Zr-4Be/49Ti-49Cu-2Be高温钎料用于连接石墨/石墨, 连接时钎料与石墨直接润湿良好。尽管针对C/C复合材料高温钎料的相关研究报道仍然很少, 但相信早期的关于石墨材料的高温钎料的研究结果可以为C/C复合材料高温新钎料的研制提供实验基础和设计依据。

关于Cf/SiC复合材料, 它与通常的陶瓷材料不同, 不但气孔率高 (约16%, 体积分数) , 且它由炭 (C) 纤维与SiC陶瓷两种材料组成, 钎焊接头界面变为陶瓷/钎料、纤维/钎料甚至纤维/基体 (包括金属与陶瓷) 的结合, 因此就钎焊工艺而言, 钎料对Cf/SiC的润湿行为和连接机理将变得更加复杂, 因此Cf/SiC高温钎料的研究难度更大。近年来国内在这方面的研究已经起步[84,85], 但总体报道还很少。考虑到Cf/SiC陶瓷基复合材料良好的应用前景, 国内应尽快深入开展其高温钎料的研究工作[80]。

2.2 陶瓷、陶瓷基复合材料与金属的连接

在陶瓷与金属的连接中, 要解决的重要问题概括起来有三个:①需要通过连接材料 (如钎料或扩散焊用中间层) 与陶瓷之间发生适度的界面反应而形成牢固的冶金结合[86,87];②要尽可能缓解因陶瓷与被焊金属热物理性能不匹配而在陶瓷/金属接头产生的焊后残余热应力;③为充分发挥结构陶瓷的高温性能优势, 应尽可能提高连接接头的耐热性。在陶瓷与金属连接领域, 几乎所有研究都是围绕着这三个问题来展开的。

Cannon等[88]进行了单晶Ni和Al2O3陶瓷的扩散焊系列实验, 结果指出中间层的塑性和所形成的界面化学性质对接头性能有很大影响, 例如一定量的Ti的存在可以增强其界面的强度而Ag, S等元素会明显降低接头强度。实际应用中也经常采用固相扩散焊方法对陶瓷/金属进行连接, 如Si3N4与Mo, Si3N4与Ni, SiC与TiAl的连接等, 并取得了实际效果。

Pnicke等[89]为适应固态氧化物燃料电池 (SOFC) 的连接技术需求, 开展了大气活性钎焊工艺研究, 使用Ag-CuO体系钎料, 研究了CuO含量对钎料在大气环境中1000℃高温下, 在YSZ陶瓷和Fe-Cr基合金表面润湿性的影响, 以及对陶瓷/金属连接界面的长时间稳定性的影响。

Palit等[90]在Ag-28Cu共晶成分中加入质量分数为2%~8%的Ti, 以此为钎料在900~1050℃、4h的条件下对AlN和Cu进行钎焊, 获得了可靠接头。Weng等[91]采用AgCu-Ti (Ti含量2%~8%) 钎料钎焊了Al2O3陶瓷与Ni基高温合金 (Inconel 600) 和Co基高温合金UMCo-50, 当Ti含量为8%时接头强度明显高于2%, 达到43~54MPa, 进一步通过加入Kovar合金作为中间层改善界面的冶金行为, 接头连接强度分别提高至240MPa和226MPa。

经过几十年的研究发展, 陶瓷/金属钎焊技术越来越成熟, 但所得接头的高温性能还需不断改进。炭纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料 (Cf/SiC) 是一种新型耐高温结构材料, 而Ti合金又是航空、航天领域材料的重要组成部分, 常常需要将其与Cf/SiC复合材料进行连接。熊进辉等[92]采用Ag-Cu-Ti活性钎料在900℃, 5min的条件下真空钎焊Cf/SiC与Ti合金, 得到室温和500℃接头剪切强度分别为102MPa和52MPa, 接头组织在Ti合金附近形成Ti3Cu4/TiCu/Ti2Cu+Ti反应层。为了缓解陶瓷连接接头热应力以及提高接头高温性能, 他们还在Ag-Cu-Ti活性钎料中分别加入TiC和SiC, 炭纤维和金属W颗粒, 复合钎焊Cf/SiC复合材料与Ti合金[93], 接头强度分别达到156, 134, 84, 168MPa, 比不加增强相时效果要好。

除Ti合金外, 国内外很多学者展开了Cf/SiC复合材料与Nb合金[94]、Ni基高温合金的连接[95]等研究并陆续取得一些探索研究结果, 但是仍然期待更实质性的进展。随着Cf/SiC复合材料应用范围的不断扩大, 开发新型高强度、耐高温的连接方法是未来Cf/SiC复合材料连接技术的发展方向。

另外, 前已述及, 由于陶瓷与金属的热物理性能不匹配, 使得陶瓷/金属连接接头在焊后往往产生巨大的残余热应力, 导致接头强度大大降低, 因此有效缓解接头残余热应力是提高陶瓷/金属接头性能必须解决的关键技术问题之一。目前比较有效的方法有接头梯度粉末连接方法、界面自蔓延高温合成反应梯度过渡层方法、复合钎料方法、夹具限制被焊金属热膨胀方法、多孔材料/金属纤维网缓冲材料方法、软性/硬性缓冲层方法、被焊的陶瓷表层加工形成梯度结构的方法等[96]。大部分缓解接头残余热应力的方法, 不管是在被焊的陶瓷表层或者在连接界面都力图直接采用或者通过反应、烧结、熔渗等方法构造出热膨胀系数介于被焊陶瓷与被焊金属之间的复合界面层, 从而能够不同程度地缓解接头的残余热应力。但是, 要想获得更加理想的缓解陶瓷/金属连接接头残余热应力的效果, 发展多种方法相结合的复合缓解应力方法将是今后一个非常重要的研究方向。

2.3 陶瓷、陶瓷基复合材料连接技术的应用进展

陶瓷连接技术在电子行业应用十分广泛。在电子元件中常将具有良好绝缘性的Al2O3陶瓷与具有良好导电性和导热性的Cu进行连接使用, 并且常常使用直接敷铜技术 (Direct Copper Bonding, DCB) 对其进行连接[97]。

固体氧化物燃料电池 (SOFC) 属于第三代燃料电池, 是一种在中高温下直接将储存在燃料和氧化剂中的化学能高效转化成电能的全固态化学发电装置, 往往需要在700~900℃条件下进行工作。一般采用钎焊方法来完成SOFC中ZrO2陶瓷与活性金属的连接, 如Tucker等[98]成功地采用Al2TiO5作为填充金属解决了ZrO2陶瓷与铜的CTE不匹配问题。

在核工业中, 涉及炭纤维增强SiC与炭纤维增强炭基复合材料 (CFCS) 的连接。其中, 对于CFCS与Cu合金的连接, Appendino等[99]进行试验, 先将CF-CS进行表面金属化, 而后使用70Ti-15Cu-15Ni合金作为中间层将其与Cu合金进行连接并取得了较好的结果。此外, 核工业中还要求实现不锈钢、Ti等与BeO陶瓷、Al2O3陶瓷的连接, 这些连接中一般均用70.5Ag-26.5Cu-3Ti作为钎料, 并在真空状态下进行连接。

工程陶瓷的连接技术在航空、航天方面有着极好的应用前景。高超声速飞行器的舵/翼高温结构使用陶瓷 (SiO2/SiC) +复合材料 (C/C、C/SiC) +金属 (Ni基高温合金) 的多层结构, 机翼前缘使用C/C, C/SiC材料进行热防护是未来高超声速飞行器高温热防护结构材料的发展趋势。据了解, 针对大于Mach8飞行和长期工作的应用需求, 美法共同发起一项为期4年的研究计划, 设计了带有冷却结构的C/SiC复合材料夹层结构, 分为3层, 面向高温气流的最内层为C/SiC复合材料, 中间层为Ni合金冷却管, 最外层也为C/SiC复合材料, 这种结构的缩比件通过了模拟超燃冲压发动机燃烧室工作环境的考核。

此外, 世界上很多国家已经将Cf/SiC复合材料运用于新一代高性能发动机上, 如法国SEP[100]研制的C/C, C/SiC和SiC/SiC复合材料在5, 25, 200, 6000N等多种推力室上进行了成功的点火试验, 并在小型卫星和航天飞行器上得到应用, 逐渐取代Nb, Mo, Hf等高温合金。为满足高性能、轻质化的设计要求, 国内液体火箭发动机已开始利用C/SiC陶瓷基复合材料制造喷管的应用研究[101]。其他还常应用于光学系统、空间技术、燃烧炉、燃烧器、交通工具 (刹车片, 阀) 、能源技术 (热交换) 等领域。

3 结束语

针对Ti3Al基合金、TiAl金属间化合物的焊接, 采用熔焊方法, 在合适的工艺条件下, 已经基本解决了合金的可焊性问题, 但是如何通过设计合适的焊料, 以调整焊缝金属的成分和组织, 最终获得具有更高强度的焊接接头, 仍然需要深入的研究。对于钎焊与扩散焊, 目前针对Ti-Al系金属间化合物研究使用的焊料高温性能不足, 设计具有合适成分的高温钎料, 使接头具备良好的高温性能仍是需要进一步研究的重要方向。同时, 对于Ti-Al系金属间化合物与Ni基高温合金这两种性能差异较大的材料组合, 它们之间的连接尚存在较大困难, 需要开展深入系统的研究。此外, 考虑到实际需求, 涉及Ti-Al系金属间化合物的焊接结构往往刚度较大, 开展针对实物构件的焊接工艺与相关应用考核试验研究, 也是科研人员面临的十分必要和紧迫的任务。

关于陶瓷、陶瓷基复合材料, 经过几十年的研究, 国内外也基本解决了它们的可焊性问题, 但研究结果显示陶瓷连接接头的强度及耐热温度跟实用要求相比仍有很大距离。在陶瓷的钎焊研究领域, Ag-Cu-Ti, Cu-Ti活性钎料仍然是主流焊料体系, 虽然某些钎焊接头强度较高, 但接头的高温性能差, 势必会制约陶瓷、陶瓷基复合材料超高温性能的发挥。因此耐高温、甚至超高温钎焊料或中间层的研究仍然是航空、航天领域将陶瓷、陶瓷基复合材料推向应用需要开展的热点研究方向。另外, 解决纤维增强陶瓷基复合材料自身及其与异种材料组合的耐热结构的钎焊扩散焊技术, 以及这些耐热结构的功能考核试验研究, 都应该是今后本领域的研究重点之一。

篇4：航空复合材料结构修补技术与应用

关键词：航空；复合材料；结构；修补技术

中图分类号：TQ436.2 文献标识码：A 文章编号：1006-8937（2016）23-0056-02

1 概 述

复合材料修补的设计和可行性研究最早始于上个世纪70年代初叶。当时，美国和苏联的冷战正处于关键时期，也是太空竞赛的重要节点，因此，以英美为首的资本主义国家开始积极投入资源研究复合材料的修补技术，并且采取了积极而严密的保密机制。而我国的复合材料修补技术研究直到上个世纪的80年代中后期才开始筹建。在1989年，我国首次实现了对某飞机副油箱水平安定板支臂裂纹进行了以碳纤维复合材料为补片的外场修补，标志着我国航天材料修补技术及工艺应用开端。然而，我国在该项技术的研发上落后于发达国家太多，加上各国之间的技术交流缺乏有效的途径，这使得我国的航空符合材料结构修补技术研究综合水平不高。尤其是在某些特点材料结构的修补上缺乏足够深入和系统的研究，其中的不足之处表现在多个方面，不仅仅是对该复合材料的研究和修补技术上，更表现在有限元模拟和工程应用技术储备等方面。

因此，这也是本文介绍结构复合材料修补技术的初衷，希望可以有更多力量投入到在航空领域材料结构修补技术的研究和应用当中。

2 航空复合材料结构损伤及修补的分析

2.1 航空复合材料结构的损伤

复合材料在制造和应用的阶段往往容易产生结构性的损伤，这主要是由于该类材料在物质组成和系统性能上具有一定的特殊性。然而，该类材料往往具有较高的物质成本，整个部件的置换往往需要耗费大量劳务成本和物质成本，因此，往往对航空复合材料的结构损伤采取修补的方式，使之再次投入使用。对于修补技术而言，首先便是需要对复合材料的损伤特点进行分析，并通过对其结构损伤详情和材料组成差异性的分析，决定相应的修理工作。

具体而言，航空复合材料的结构损伤往往分为高速冲击损伤与低速冲击损伤两个大的类别，其修补技术也需要根据这两类损伤的不同具体确定。因为低速冲击损伤所附带的能量水平较低，所以其引发的复合材料内部结构的层间分离和集体裂纹，其材料结构表明并不会有太明显的特征，但是这类损伤也会使得材料结构的强度大大减弱，无法继续发挥使用性能。而高速冲击损伤的表象则相对明确，因为具有大量的能力，而且相对集中，因此所造的破坏和易见性损伤都明显，例如裂缝、空洞、断裂等等。

2.2 航空复合材料结构的修补原则

2.2.1 基本的修补原则

航空复合材料的基本修补原则主要包括了便捷性、时效性、经济效益以及使用性能的恢复等诸多方面。

具体来看，第一，需要修补之后的强度和硬度满足使用要求，同时还需要保障材料在结构性上的完整，无论是承载状况还是使用性能都能恢复到标准水平。第二，需要在修补的过程中要尽可能少影响机械整体结构、重量以及其他性能，控制在可接受的标准范围内。第三，还需要材料表明的平整性、光洁度以及完备性，这主要是为了保障航空设备的外形不发生变化，减少对设备的启动影响。第四，由于修补具有较强的操作性，同时不需要太多的器材和设备。第五，修补具有在经济效益是符合标准的，需要保障成本是处于可接受的范围内。

2.2.2 结构性修补的原则

对于从事修补的技术人员来说，除开对于基本修补原则的注重之外，还需要对结构性修补原则引起重视。首先，需要保障修补通道的预设置，方便今后检修工作和强化工作的进行。其次，要对频繁损坏的位置进行设计方案上的优化。最后，还需要强化对组合构件的设计和应用，降低单一项目修补所带来的难度，及其对整体结构的影响。除此之外，还需要尽量减少对整体构建的置换和装卸，进一步避免安装所带来的时间成本。

3 航空符合材料结构修补技术的分类

3.1 机械连接类

机械类的修补技术大多是通过焊接和铆接来实现，通常而言，这类修补需要在所需修补的位置外表覆盖补片，然后通过螺栓或铆钉对补片进行固定。这样一来，被损坏位置在经过修补之后有可以维系完整的载荷传递路线，满足其原有的功能性需求，具有非常明显的优势，而且在操作上也相对简单。同时这类修补技术也有效地避免在修补过程出现冷藏和加热的需求，因此对辅助设备功能性要求较低。在最后阶段的修补连接件处理上并不需要投入太多的技术施工，同时又满足了效率和便捷性的需求，具有相对可靠的修补性能。然而，该类修补技术模式也存在一定的技术缺陷，尤其是连接孔的位置会出现应力过于集中的问题，需要引起高度的重视。

同时，这类机械连接修补技术还存在不少的问题需要解决。

①补片采用的材质（一般采用钦合金、铝合金、不锈钢等纤维复合材料）、厚薄以及形态；

②紧固件的材质（常用单面螺栓或抽芯铆钉）和类型；

③紧固件的位置排布（间距一般为4～5D，孔边距为3D，保持和铆钉孔的间距）；

④科学的打孔技术；

⑤打孔对于整体结构的效果；

⑥紧固件的安装、配置以及保存问题。

3.2 胶接类

胶接类修补技术可以直接从名称进行理解，是指通过特殊的胶体将损坏位置与补片进行连接固定，以实现使用性能的恢复。胶接法的应用，使得损坏部位的修补模式有了更多的选择空间和更强的可调节性，可以实现切除填补，这也使得胶接类修补法主要分为贴补、挖补等不同的类别。

首先是贴补修补，其本质是利用外部补片的胶接完成对损伤位置的修补，但是能够用到贴补修补的损伤位置并不多，一般只能在平面损伤中进行修补，而且大多都是不会影响到整体气动外形的部位。通常应用到贴补补片模式的材料也具有较多的选择空间，除了可以选用钛、铝、不锈钢等金属材质之外，还可以直接运用碳/环氧、硼/环氧等类型的复合材料。然而事实上，对于这类外贴补片的材料选择，往往会优先选用和母体材质相近的材料完成修补工作。

其次是固化完成的复合材料层板，钛、铝合金金属材料。胶接修补模式可以有效减少在修补中所消耗的时间成本，并且对修补位置的气动外形影响也相对较小。挖补修补，应用这类修补的主要原因是因为这类损伤部位需要进行高强度的清理，然后再由新材料进行填补。而这类修补技术也可以根据填充模式的不同进行划分，主要是斜接填充和阶梯填充两大类。

以斜接填充法为例，主要是将损坏位置进行二次修整，保证其呈现斜面状，然后采用新的材料进行补充，而对于基于胶接面的剪切则可以保证其匀称性，同时避免载荷偏离、剥离应力过小的问题，所以修补效果更好，特别是关于厚层合板方面的修补完全可以忽略厚度因素，就可以保证修补位置表面恢复光洁。然而，相比贴补法的特点分析，这类修补模式往往对操作工艺具有较高的要求，而且会耗费较大的时间成本，还需要特别的操作环境和操作设备，因此，在一般的厂家并不容易开展。加上阶梯修补本身与斜接修补就有不少的相似性，只是阶梯修补需要将损坏位置修整为阶梯型，再利用新选用的修补材料进行填充。然而，这类修补模式往往需要对修补工作的操作人员有较高的要求，不仅仅需要利用专业的设备，还需要高超的技术水平和严谨的工作态度。值得注意的是，这类修补模式需要对没有损失的部位进行清除，因此会衍生出不少的风险。

3.3 其他修补类

对于航空复合材料而言，除了其本身材料构成上的特殊性之外，还有其所运用领域的特殊性，综合下来，其易受损的状况也比普通金属材料要频繁的多。因此，该类材料的修补模式也和其他传统修补模式存在一定的差异性。

因此，除了前两种常用的修补方法之外，我国在技术发展的过程中也涌现出了不少的新型修补模式。其中发展和应用状况相对良好的主要是：电子束固化修补、光固化修补以及微波修复等等。这类修补模式往往具有相对较高的修补效率，通常适用于非补片式的修补需求，例如微波修补，则主要采用的是一种特殊的“胶接”方法，即在损坏地方加入微波吸收剂，然后强化该位置的磁导率，然后以特定的微波施加设备对修补位置导入微波，使之在较短的时间周期可以构建全新的高强度修复面，最终实现对于损伤位置的修补，恢复其使用性能。

4 结 语

随着时代的发展，航空复合材料的应用领域和前景也得到了进一步的显现，同时也催生航空复合材料结构修补产业和技术的发展和完善。然而，我国目前的航空符合材料及其修补的发展还相对较慢，与发达国家存在较大的差异。

因此，需要国家加大对航空复合材料结构修补技术的支持和引导，尤其是对教育产业的引导和扶持，让更多的人可以有平台接触该知识，通过扩大教育基础加大高级技术人才对该领域研究的深入，为我国航空复合材料修补技术的发展提供坚实的基础。

参考文献：

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2007，6：74-76+4.

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2015，24：146-148.

[3] 谭朝元，孙宝岗，邓火英.结构复合材料修补技术研究进展[J].宇航材料 工艺，2011，2：26-29+71.

[4] 相超.贴补复合材料层合板的静强度与稳定性研究[D].南京：南京航空 航天大学，2014.

篇5：航空材料技术进展

摘要：综述了陶瓷基复合材料(CMCs)的研究进展。就CMCs的增韧机理、制备工艺和其在航空发动机上的应用进展作了详细介绍。阐述了CMCs研究和应用中存在的问题。最后，指出了CMCs的发展目标和方向。关键词：陶瓷基复合材料；航空发动机；增韧机理；制备工艺

The Research Development of Ceramic Matrix Compositesand

Its Application on Aeroengine Abstract:The development

and

research

status

of

ceramic

matrix compositeswerereviewed in this paper.The main topics include the toughening mechanisms, the preparation progressand the application on aeroengine were introduced comprehensively.Also, the problems in the research and application of CMCswere presented.Finally, the future research aims and directions were proposed.Keywords: Ceramic matrix composites, Aeroengine, Fiber toughening,Preparation progress

1引言

推重比作为发动机的核心参数，其直接影响发动机的性能，进而直接影响飞机的各项性能指标。高推重比航空发动机是发展新一代战斗机的基础，提高发动机的工作温度和降低结构重量是提高推重比的有效途径[1]。现有推重比10一级的发动机涡轮进口温度达到了1500~1700℃，如M88-2型发动机涡轮进口温度达到1577℃，F119型发动机涡轮进口温度达到1700℃左右，而推重比15~20一级发动机涡轮进口温度将达到1800~2100℃，这远远超过了发动机中高温合金材料的熔点温度。目前，耐热性能最好的镍基高温合金材料工作温度达到1100℃左右，而且必须采用隔热涂层，同时设计先进的冷却结构。在此需求之下，迫切需要发展新一代耐高温、低密度、低膨胀、高性能的结构材料[2]。在各类型新型耐高温材料中，陶瓷基复合材料(CeramicMatrixComposites,CMCs)材料具有高的熔点、刚度、硬度和高温强度，并且抗蠕变，疲劳性能好。其不仅克服了金属材料密度高和耐温低，而且克服了结构陶瓷脆性大和可靠性差，碳/碳复合材料抗氧化性差和强度低等缺点，尤其作为航空航天发动机需要承受极高温度的特殊部位的结构用材料具有很大潜力[3,4]。

CMCs是以陶瓷材料为基体，以陶瓷纤维、晶须、晶片或颗粒为补强体，通过适当的复合工艺制备且性能可设计的一类新型材料，又称为多相复合陶瓷(MultiphaseCompositeCeramic)，包括纤维(或晶须)增韧陶瓷基复合材料、异相颗粒弥散强化复相陶瓷、原位生长陶瓷复合材料、梯度功能复合陶瓷及纳米陶瓷复合材料[5]。本文主要介绍连续纤维增强陶瓷基复合材料。连续纤维增强陶瓷基复合材料保留了陶瓷材料耐高温、抗氧化、耐磨耗、耐腐蚀等优点的同时，充分发挥陶瓷纤维增强增韧作用，克服了陶瓷材料断裂韧性低和抗外部冲击载荷性能差的先天缺陷。相比合金基复合材料，CMCs工作温度高达1650℃，不仅可以通过减少冷却气流，提高涡轮热效率，而且降低结构复杂性和制造难度。此外，CMCs密度约为耐高温镍基合金的1/4~1/3，钨基合金的1/10~1/9，可以大大减轻发动机结构质量，降低油耗的同时提高推重比。

2CMCs国内外研究进展

70代初，由于认识到单体碳化硅、氮化硅等陶瓷材料的性能还较难实现高温热机应用的现实，J.Aveston在纤维增强聚合物基复合材料和纤维增强金属基复合材料基础上，首次提出了纤维增强陶瓷基复合材料(FRCMCs)的概念[6]。八十年代以来，高模量高强碳纤维、氧化铝纤维和抗高温氧化性能良好的碳化硅纤维的出现，以及性能优越且低成本的SiC晶须的商业化生产，使纤维及须增韧陶瓷复合材料等一跃成为令人瞩目的新材料[7]。1973年，LevittS.R.首次以LAS玻璃为基体材料制得了高强度碳纤维增强玻璃基复合材料[8]。80年代中期，E.Fitzer等[9]和P.J.Lamicq等[10]将化学气相沉积(ChemicalVaporDeposition,CVD)工艺引入FRCMCs的制备中，制得了高性能的碳化硅纤维增强SiC复合材料，从而全面推动了FRCMCs的研究工作。在当时，美国已有很多研究单位从事陶瓷基复合材料的研究和应用工作，其中有UTRC、OakRidge国家实验室、伊利诺斯大学、MIT、福特汽车公司等。此外，美国NASA制定的先进高温热机材料计、DOE/NASA的先进涡轮技术应用计划(ATTAP)、美国国家宇航计划(NASP)都把高温结构陶瓷基复合材料作为重点研究对象，其研制目标是将发动机热端部件的使用温度提高到1650℃或更高[11]，从而提高发动机涡轮进口温度，达到节能、减重、提高推重比和延长寿命的目的，满足军事和民用热机的需要。日本对这种高性能结构材料也极其重视，大阪工业技术研究所，东京工业大学和日产、三菱等汽车公司进行了陶瓷复料及其结构应用研究[12]。1972年，我国上海硅酸盐研究所率先开展此项研究，经较广泛地搜探各种可能的纤维或晶须与陶瓷基体在化学上的相容性之后，首先选择了碳纤维补强石英作为研究对象，研制成功相应的复合材料[13]。此后，航空材料所、北京航空航天大学、西北工业大学、清华大学、国防科技大学等相继开展了各种陶瓷基复合材料的研究工作。

目前，世界各国尤其是美国、日本、欧共体国家等都对CMCs的制备工艺及增韧机制进行了大量的研究，并取得了一些重要成果。已经制备和通过试验的航空发动机CMCs构件主要有：燃烧室内衬套(combustorliner)、燃烧室筒(Combustorcan)、翼或螺旋桨前缘(leadingedge)、喷口导流叶片(guidevane)、涡轮叶片(turbinevane)、涡轮壳环(turbineshroudring)等[14,15]。在CMCs的研究中，研究最多的主要是纤维增强陶瓷基复合材料，主要包括碳纤维增强碳化硅(Cf/SiC)、碳化硅纤维增强碳化硅(SiCf/SiC)以及氧化物/氧化物陶瓷基复合材料[16,17]。

国外学者Schneider等[18]对莫来石纤维增强莫来石CMCs进行了系统的研究，已能制备和加工异形复杂构件，制备的燃烧室隔热瓦已通过模拟试验。Carellie等[19]对多孔氧化物CMCs的研究较为深入，利用陶瓷浆料浸渍-缠绕工艺制备的Nextel720纤维增强的多孔莫来石和氧化铝CMCs的室温拉伸强度约为149MPa，1200℃处理1000h后强度保留率高达97.3%。Kikuo等[20]通过泥浆浸渍/热压法制备Cf/SiC复合材料。在真空条件下，其室温弯曲强度和断裂韧性分别为420MPa和13MPa·m1/2；在1400～1600℃时分别为600MPa和20MPa·m1/2，由于断裂转移和界面结合减弱导致纤维拔出的增加，高温下材料的力学性能得以提高。EricP.bouillon等[21]分别用Cf/Si-C-B和SiCf/Si-C-B材料制备了6个喷管密封片，并在F100-PW-229发动机加力状态下做了600h和1000h试验，构件没有破坏。

由于工艺和原料的限制以及技术保密等原因，国内关于CMCs应用的公开报道较少，大多处于试验探究阶段。肖鹏等[22]制备的C/C-SiC复合材料在中等能载(1.5kJ/cm2)条件下摩擦系数较高，磨损量较低，具有优良的摩擦磨损性能。为提升连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(CMCs-SiC)的抗氧化性，徐永东等人[23,24]制备三维碳/碳化硅复合材料，测试了的组织与力学性能，验证了其组织自愈合机制，探究涂层表面缺陷的影响以及生成的氧化物薄膜厚度的时间的关系。梅辉[25]，郭洪宝[26]等报道了有关三维和二维编制Cf/SiC复合材料的拉压性能和断裂韧性研究的理论和实验结果，两者均表明，Cf/SiC复合材料具有优异的力学性能。此外，国防科技大学陈朝辉课题组[27]采用PIP工艺制备的Cf/SiC复合材料于2005年成功通过液体火箭发动机热试车考核，产品性能优异，现已实现小批量生产与应用。

3CMCs的增韧机理[28,29]

为改善陶瓷材料的力学性能，特别是脆性，CMCs采取的增韧形式主要有相变增韧、颗粒弥散增韧和纤维增韧。在CMCs的几种增韧形式中，由于通常采用的ZrO2相变增韧陶瓷在高温(900℃以上)时会失去相变增韧的作用，颗粒(微米级)增韧陶瓷的效果目前仍比较有限，较难满足航空发动机的高温环境。相比之下，纤维增韧陶瓷基复合材料表现出更为优异的耐高温以及力学性能。因此，本文主要探究FRCMCs的增韧机理。

陶瓷材料断裂过程的实质是表面能增加的过程，FRCMCs断裂时通过纤维拔出、桥联、脱粘和断裂，以及裂纹的微化、弯曲、偏转等方式提升其断裂时表面能增量，从而使其韧性得到很大提高，图1为FRCMCs增韧机制示意图。

图1FRCMCs增韧机制示意图

Fig.1Schematicdiagramoftoughening mechanismofFRCMCs 在上述几种断裂机制中，纤维拔出是FRCMCs的最主要增韧机制，通过纤维拔出过程的摩擦耗能，使复合材料的断裂功增大，纤维拔出过程的耗能取决于纤维拔出长度和脱粘面的滑移阻力，滑移阻力过大，纤维拔出长度较短，增韧效果不好，如果滑移阻力过小，尽管纤维拔出较长，但摩擦做功较小，增韧效果也不好，反而强度较低。

纤维拔出长度取决于纤维强度分布、界面滑移阻力。因此，在构组纤维增韧陶瓷基复合材料时，应该考虑:纤维的强度和模量高于基体，同时要求纤维强度具有一定的Weibull分布；纤维与基体之间具有良好的化学相容性和物理性能匹配；界面结合强度适中，既能保证载荷传递，又能在裂纹扩展中适当解离，又能有较长的纤维拔出，达到理想的增韧效果。

4CMCs的制备工艺

增强体发挥其增韧机制的程度与复合材料的结构有关，如增强体的体积分数、基体的致密度、界面的结合强度以及气孔的体积分数等，而这些结构的状态均由制备工艺决定。经过近几十年的发展，适于制备陶瓷基复合材料的方法[30]有：泥浆浸渍热压法(Slurryinfiltrationandhotpressing,SIHP)，先驱体转化法(PrecursorInfiltrationPyrolysis,PIP)、化学气相渗透法(ChemicalVaporInfiltration, CVI)、反应熔渗法(ReactiveMeltInfiltration,RMI)。

(1)泥浆浸渍热压法 泥浆浸渍热压法是将目标陶瓷的粉体制成泥浆，然后引入至纤维预制件中，得到连续碳纤维增强陶瓷基复合材料。其主要工艺是将纤维浸渍泥浆后进行制成无纬布，经切片、叠加、热模压成型和热压烧结后，获得致密化的复合材料，主要用于制备单向纤维增强陶瓷基复合材料，过程示意图如图2所示。该工艺简单，成本较低。但热压工艺容易使纤维造成损伤，降低了复合材料的力学性能。此外，该工艺需要较高的烧结温度，对设备要求高，且不适合制备形状复杂的构件。

图2泥浆浸渍热压法过程示意图 Fig.2SchematicdiagramofprocessofSIHP(2)先驱体转化法

先驱体转化方法[31]是以有机聚合物先驱体溶解或熔化后，在真空或气压的作用下浸渍到纤维预制体内部，然后经交联固化后高温裂解转化为目标陶瓷的过程。先驱体在交联固化和裂解过程中，小分子逸出会使基体发生较大地收缩，导致材料的微结构不致密，并伴有裂纹出现；受先驱体转化率的限制，为了获得密度较高的陶瓷基复合材料，必须经过反复浸渍热解，工艺成本较高；很难获得高纯度和化学计量的陶瓷基体，且先驱体本身可选择的种类有限。据此，该工艺可与其他工艺联用，来克服这些缺点。如PIP与CVI联用制备二维C/ZrC-SiC复合材料[32]，以及PIP与CVD联用快速实现C/SiC材料的致密化[33]，但与RMI工艺的联用少有报道。(3)化学气相渗透法

CVI法起源于20世纪60年代中期，是在化学气相沉积法(ChemicalVaporDeposition,CVD)基础上发展起来的制备陶瓷基复合材料的新方法[34]。其基本工艺过程是：将碳纤维预制体置于CVI炉中，源气（即与载气混合的一种或数种气态先驱体）通过扩散或由压力差产生的定向流动输送至预成型体周围后向其内部扩散，在纤维表面发生化学反应并原位沉积。过程示意图如图3所示。CVI工艺的突出优点是可在远低于基体材料熔点的温度下合成陶瓷基体，降低纤维与基体间的高温化学反应带来的纤维性能下降。但由于CVI工艺的反应是以气相形式发生的，气体在预制体内部各部位的沉积速度不一致，易形成密度梯度；反应涉及反应化学、热力学、动力学及晶体生长等多方面内容，过程非常复杂；材料的致密化速度低，制备周期长，工艺成本高。

图3CVI工艺过程示意图 Fig.3SchematicdiagramofprocessofCVI(4)反应熔渗法

反应熔渗法是在20世纪80年代，德国Firzer[35]首先用液Si浸渍C/C多孔体制备C/C-SiC多相复合材料进而发展起来的复合材料制备工艺。工艺包括三个基本过程：首先将碳纤维预制件放入密闭的模具中，采用高压冲型或树脂转移模工艺制备纤维增韧聚合物材料；然后在高温惰性环境中裂解，得到低密度碳基复合材料；最后采用熔体Si在真空下通过毛细作用进行浸渗处理，使Si熔体与碳基体反应生成SiC基体，过程示意图如图4所示。该工艺最大的优点为能够通过一次成型制备致密且基本无缺陷的基体，而且预成型件与构件之间结构尺寸变化较小，被认为是快速、低成本制备近净成型复杂形状构件的有效途径。可控的基体物质包含ZrC、HfC、TiC、TaC、NbC及Zr-Si-C、Hf-Si-C、Ti-Si-C等碳化物的混合物，在制备纤维增强瓷基复合材料方面优势明显[36]。

图4反应熔渗法过程示意图 Fig.4SchematicdiagramofprocessofRMI 各国对陶瓷基复合材料工艺都进行了详细的研究，其中日本拥有聚碳硅烷(PCS)和连续SiC纤维制备技术，主要开展PIP工艺制备纤维增强SiC复合材料的研究，特别是在SiCf/SiC复合材料制备上具有较高的研究水平；法国以CVI技术为主，且技术水平属国际领先；德国以RMI和PIP技术为主，特别是RMI技术世界领先；美国对PIP、CVI和RMI工艺均有研究，且均有较高的研究水平，特别是RMI工艺，已经成为GE公司陶瓷基复合材料制备的主流工艺[37]。

5CMCs在航空发动机上的应用情况

5.1在尾喷管部件上的应用 20世纪80年代，法国SNECMA公司采用商业牌号为“Sepcarbinox”的碳化硅基陶瓷复合材料进行外调节片的研制，先后在M53-2和M88-2发动机上进行试验。经过10余年的努力，于1996年进入生产，这是陶瓷基复合材料在此领域首次得到的实际应用。大大减轻了质量。2002年，SNECMA公司已经验证了其寿命目标，并开始投入批生产。同时，SNECMA公司也尝试将陶瓷基复合材料应用到M88-2发动机的承受很高热应力的内调节片上，以提高其使用寿命。图5给出了M88-2发动机的外调节片。目前，SNECMA公司与PW公司正在将SepcarbinoxA500CT喷管调节片转移到外场进行评估，并准备在F-15E战斗机/F100-PW-229发动机和F-16战斗机/F100-PW-229发动机上进行飞行试验，PYBBNA500CT密封片准备在F-15一体化飞行器先进控制技术(ACTIVE)战斗机验证机上进行飞行试验[38]。

图5M88-2发动机的外调节片 Fig.5OuteradjustmentsheetofM88-2engine 5.2在燃烧室部件上的应用

陶瓷基复合材料在发动机燃烧室火焰筒上的应用研究起步较早。早在90年代，GE公司和P&W公司的EPM(EnablingPropulsionMaterials)项目就已使用SiCf/SiC陶瓷基复合材料制备燃烧室衬套（见图6），该衬套在1200℃环境下工作可以超过10000h[39]。美国综合高性能涡轮发动机技术计划用碳化硅基复合材料制备的火焰筒（见图7），已在具有JTAGG（先进涡轮发动机燃气发生器计划）第I阶段温度水平的XTE65/2验证机中被验证：在目标油气比下，燃烧室温度分布系数低，具有更高的性能，可耐温1480℃[40]。在AMG研究计划中，日本科学家采用化学气相沉积(CVD)等工艺加工的连续纤维增强的陶瓷基复合材料燃烧室火焰筒，试验达到了1873K的出口温度，没有发现损伤[41]。

图6SiCf/SiC制备出的燃烧室衬套图7CMCs制备的火焰筒 Fig.6SiCf/SiCcombustorlinerFig.7CMCsinnerliner 5.3在涡轮部件上的应用

涡轮叶片工作在燃烧室出口，是发动机中承受热冲击最严重的零件，其耐温能力直接决定着高性能发动机推重比的提升。目前，国外多家研究机构已成功运用陶瓷基复合材料制备出耐高温的涡轮叶片。美国NASAGlenn研究中心研制的SiCf/SiC涡轮叶片（见图8）可使冷却空气流量减少15%~25%，并通过在燃烧室出口气流速度60m/s、6个大气压（约6×105Pa）和1200℃工作环境中的试验考核[42]。日本AMG计划研制的碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料涡轮整体叶盘叶片段，于1998年暴露在热燃气流中，进行了旋转试验，工作转速达到30000r/min，叶尖转速达到386m/s，燃气温度达到973K，没有发现任何振动和损伤[41]。图5展示的是陶瓷基复合材料涡轮叶片和高温合金叶片在110个热循环对比试验后的照片，照片中左侧为陶瓷基复合材料涡轮叶片，右侧为高温合金叶片。从图9中可以看出，经110次热循环后，高温合金叶片叶身前缘和后缘已被严重烧蚀，而陶瓷基复合材料叶片基本完整。由此可以看出陶瓷基复合材料制备的涡轮叶片比高温合金制备的涡轮叶片耐热腐蚀能力强[42]。

图8NASAGlenn研究中心制备的CMCs叶片 Fig.8CMCsblademadebyNASAGlennResearchCenter

图9CMC叶片与高温合金叶片热循环试验对比

Fig.9ThermalcycletestingpictureofCMCandhigh-temperaturealloyvane 6CMCs研究和应用中所存在问题

尽管陶瓷基复合材料性能优异，但是到目前为止其在航空发动机上的应用仍然非常有限。除材料性能有待于进一步提高外，还有几个需要重视的问题。

(1)技术突破。陶瓷基复合材料结构件的研发，涉及到纤维等原材料研发、预制体编织、基体致密化、材料的精确加工与装配、环境屏障涂层制备、无损检测及考核验证等多个环节[43]，各环节的关键技术均取得突破才能推动整个行业的进一步发展。

(2)制造成本。陶瓷基复合材料的高成本实际上已成为阻碍其发展的一个巨大障碍，因此材料的低成本制造技术将是今后的一个重要研究方向。要降低成本首先在原材料上要尽量选取已工业化批量生产的材料，在性能允许的范围内优先使用低价格材料。其次要尽量减少材料的后加工，陶瓷材料的后加工在其成本中占有很大的比重，因此，在制备过程中要选择适当的成形制造方法，以减少后加工量。

(3)可重复性。提高陶瓷材料的可重复制造性和可靠性，降低其缺陷敏感性和尺寸效应，也是今后的一项重要研究内容，这直接关系到陶瓷基复合材料制件的批量生产及其在实际结构中的大量应用。因此在制备过程中应严格按工艺要求进行，尽量减少不确定因素和随意性，避免材料成分出现偏析和产生大的缺陷。

(4)设计准则。目前陶瓷基复合材料制件的结构设计主要参照金属材料的设计准则，由于两者间性质相去甚远，这一做法已显得越来越不适应，在一定程度上制约了陶瓷材料的发展速度，因此有必要为陶瓷材料制定新的设计准则，以利于陶瓷材料的研究和应用。

7结束语

陶瓷基复合材料具有重大应用价值，它的工业化应用将对高温热机、航空航天工业和军事应用领域产生重大影响[44]。近年来，国内有很多科研单位和大学发表了陶瓷基复合材料方面的研究论文，这表明我国在陶瓷基复合材料研究领域已有一定的实力。但与美国、法国等西方先进国家相比，缺乏工程验证和技术集成的经验积累。CMCs无论在材料制备、性能分析和结构应用等诸方面都还存在问题。因此，目前国内仍需加强关于CMCs基础研究工作，改进工艺，降低成本，完善设计准则，加速CMCs在航空发动机上的应用。

篇6：航空材料技术进展

newmaker 来源：航空制造技术

材料是现代航空武器的物质基础和技术先导，对现代航空武器的研制成败

具有重大的影响，因此它的技术成熟度等级的评估无论是对材料本身的研制还是对相关产品开发都越来越显示出重要的作用。

“技术成熟度等级（TRL）”的划分

“技术成熟度等级”的概念是NASA于1989年提出并用作评估的工具。起初这个成熟度为7级，1995年修订为9级。2002年被美国国防部纳入武器采办条例中，并在2005年正式定为9级。目前技术成熟度的概念已在国际上得到采用，例如加拿大以及日本等国。现在一个国际工作小组已试图提出国际技术成熟度的协议。同时，也派生出一些专门的技术成熟度等级，如“设计成熟度”、“材料成熟度”、“工艺成熟度”、“无损检测成熟度” 以及“制造成熟度”等。作为NASA及美国国防部的技术成熟度的第3次修订是NATO的10级技术成熟度的出台，它是在9级之前加上一个0级技术成熟度。美国国防部强调制造在武器开发中的作用，制订了也是10级的“制造成熟度”，与9级技术成熟度并用，相互补充。

“技术成熟度”等级只是提供一种技术在转入武器系统中的技术成熟性以及应用风险的一种通用语言和通用标准，因此必然留下大量的问题有待回答。需要进一步细化，由此产生了“x RL”成熟度，称为子系统成熟度。例如，复合材料的纤维、树脂、预浸料工艺、工具、固化以及后固化等步骤。

技术成熟度等级、制造成熟度等级与武器开发的关系。1~4级成熟度为第一阶段，在该阶段内提出武器解决方案并进行分析；5~6级成熟度等级为第二阶段，与武器装备的技术开发相对应，在实验室内进行组件的验证评估，从第7级成熟度进入产品的工程及制造开发计划；经8~9级成熟度，进入生产及服役。1~2级成熟度的材料尚属于基础研究阶段，一般在大学进行研究。3~6级转入研究所实验室研究，评估是否可转入武器系统。在美国，武器用1~2级成熟度的材料由AFOSR（美国空军科学研究办公室）负责资助提

交给大学开展基础研究，3~4级成熟度的材料由AFOSR负责转移到AFRL（美国空军实验室）或DARPA的实验室开展应用基础研究，6级以上将提供给武器装备计划中进行工程开发。在法国，1~2 级成熟度的工作也是在大学开展，EADS负责3级成熟度的概念验证工作，4级以上由空客的各公司实施。一般6级以上才能进入产品开发。

材料技术成熟度与产品技术成熟度之间的关系

航空材料的成熟度与产品的成熟度有着密切的关系，也就是说，材料的开发是面向产品的，只有实现了材料与发动机研发的密切互动，才能协调技术、投资以及研制周期，以取得良好的经济及技术效益。

表1 为材料技术与产品研发阶段的对应关系。其中，TRL3为材料技术可行性研究结束阶段，TRL6为技术验证阶段结束，TRL9为技术成熟阶段。在投资方面，TRL3大约需100万美元，TRL6和TRL9分别增加1个数量级，材料供应商的投资可达到1亿美元。1台发动机成本约需10~20亿美元，TRL6与TRL9之间一般为2~3年，TRL3与TRL6之间一般少于1年。

理想的安排是材料的9级（TRL9）与发动机的6 级（TRL6）对应，这样可让发动机的TRL6~TRL9之间缩短为24个月。材料开发与发动机开发应互动交流信息，其目的是保证确定出适当的试验验证、设计技术的开发及工程制造以及检测方法。

根据经验，一种材料如果不以客户需求为导向，材料开发与产品开发在成熟度上不匹配，研制周期将长达10年。反之，加强供需双方的联系，可缩短到2~3年。

“技术成熟度等级”的评估（TRA）方法

尽管美国国防部的技术成熟度等级得到广泛的认同和使用，但只根据技术成熟度的定义，往往不能明确地标定技术成熟度的等级，还有待对技术成熟度进行细化，方能更具体地进行评价。本文拟根据国外所做的一些评估案例进行相关分析。案例1：技术成熟度在DARPA 的“低成本复合材料”项目评估中的应用。

技术成熟度的评估在DARPA的“低成本复合材料”项目中的应用是一个典型例子。与每一个DARPA项目一样，对该项目给出了技术成熟度等级。

表3中所列的成熟度等级是根据所占有的信息量及已有的经验确定的。1~2级表明在材料表征、试验以及缩比件（形状较平板复杂并比试样大）以及全尺寸件开发的各方面的技术均缺少。3~4级成熟度表明只生产了试样，有必要进行试验并用较大的部件对材料进行验证。5~7级表明成本模型有待验证。同时也需用全尺寸及缩比件进行试验来验证成本模型。8~10级表明有小的不足，但技术足够成熟可用于生产。

要评估“低成本复合材料”计划各项目的技术成熟度，还必须识别影响成熟度的一些因子。由于该计划是面向军用航空的，选用了J.W.Lincoln在飞机结构技术从实验室转入全尺寸开发时所需识别的5个因子，包括稳定的材料及其工艺、可生产性、经表征的力学性能、结构性能的可预测性以及结构保障性（可维修性及可检测性），同时加上材料可供应性、取得认证的设计及成本分析、质量保证程序的开发以及经验证的经济可承受性。将这些因子归并整理得出8个影响成熟度的因子，分别为：

·有可以应用的、经表征的材料；

·稳定的材料及工艺；

·制造出几何复杂形状的实验室缩比件；

·寿命预测模型以及适于部件及缩比件的力学性能；

·设计及成本对比分析得到认可，并开发出质量保证程序；

·全尺寸部件的可生产性以及试验；

·结构可维修性以及可检测性（保障性）；

·经过验证的经济可承爱性。

表4所列为DARPA的低成本复合材料计划中的各项目技术成熟度等级评估的汇总表。该表给出DARPA 低成本复合材料各项目的技术成熟度的评审结果。从表中所列成熟度的等级可以看出该项目中有3项技术仍不成熟，分别是电子束固化、热固性复合材料胶接技术以及IATA（低成本一体化机体技术），其中某些成熟度因子的等级在1~2范围内。低温固化工艺的等级也低，原因是该工艺是新近开展的，评估时收集到的信息不够多。

电子束固化、胶接技术以及IATA的进步不快，部分原因归咎于DARPA的资助决策。但技术问题也是影响原因。对于电子束固化技术，在开展缩比件试验之前本就应该开发出来合适的树脂材料，但在项目开始

前尚未获得该树脂。胶接项目表明，热固性树脂仍可进行感应加热，但不具备航空质量要求。在电子束固化项目中，虽然生产了一个大的构件，但未试验其是否满足设计要求。

对热塑性复合材料感应加热、精密装配等项目，DARPA的资助决策有中等影响，但仅取得一些进展。热塑性复合材料项目，丝束铺放的成本模型表明可节约33%，但未对全尺寸部件进行验证。材料及工艺经过了加热表征，但未制出缩比件或全尺寸部件来验证成本模型。在精密装配项目中，只为一种材料开发了材料变异性数据库，但未指出这些数据能否用于其他材料系统。

具有较高技术成熟度等级的有快速RTM、工装项目，但未完成全尺寸试验。尽管未进行风扇出口机匣及风扇叶片的全尺寸试验，但制造了7个风扇出口机匣，并显示出成本低于传统方法。未完成成本模型验证的还有风扇进口机匣、风扇叶片和快速RTM。风扇进气机匣满足轻量化要求，但不满足经济性要求。

最成熟的技术是固化成形工艺、丝束铺放机能力验证，以及风扇整流舱门。这些技术只有一些小缺陷。固化成形设计指南将转入F-16及洛·马公司的生产中。丝束铺放的技术成熟度达到8级或更高，是DARPA项目中最成熟的技术。不过这种技术已成熟多年，用在多项飞机生产中。该项技术将继续发展成为航空工业更广泛应用、风险更低的工具。

在DARPA的项目中，有2个成熟度因子即保障性及经济可承受性的等级范围仅达到低到中级，在这些项目中，对于维修及检验未加以充分重视，因此无可靠的试验方法及修理工艺，复合材料应用将受到限制。可靠性及经济可承受性的验证要用全尺寸验证件进行验证。一些部件将在JSF的发动机验证试验中进行。若无全尺寸数据，即使成本低、可提高系统性能，仍属于不成熟，会带来高度风险。

评估后分析工作表明，虽然大部分项目受到DARPA的资助决策的影响，所有项目将在其重新修

订计划中完成可行性验证。

在所有项目中，丝束铺放机能力验证、固化成形工艺以及风扇整流罩门的等级最高，将转入工程应用项目。风扇叶片以及风扇进气机匣将在JSF项目中继续改进，以达到更高的等级。精密装配、电子束固化以及丝束铺放技术在其他项目中得到支持，存在的问题是资金是否足以使等级得到明显提升。具有成本降低潜力的、仍不成熟的，但得到支持的有感应加热、IATA、低成本工装、风扇出口机匣以及风扇包容环。

从以上案例分析可以看出，对于技术类项目，如果技术成熟度因子为1~2级的有1/2以上，则视为不成熟。对于产品类项目，如果技术成熟度影响因子有一个小于5 即视为不成熟。对于成熟度影响因子8以上超过1/2的技术类及产品类项目，均可视为足够成熟，其余视为中等成熟。案例2：技术成熟度在材料无损检测技术评估中的应用。

技术成熟度在材料无损检测技术评估上的应用是另1个例子。NASA的无损检验工作小组用9级技术成熟度对各种无损检测技术进行了评估。

表中所列“传统”及“先进”方法的区别是在信息处理中是否采用计算机数字技术。例如传统的热成像技术系指用红外照相机取得的图像，而先进的热成像是指用先进的计算机软件来分析结构红外辐射图像并提供结

构的热迁移或扩散系数图。而结构的热扩散系数在确定损伤程度方面比相应的温度分布更可靠。