SiC/SiC复合材料失效行为研究进展

齐 哲, 郎旭东, 赵春玲, 杨金华, 刘 虎, 陆子龙,王雅娜, 焦 健*

（1．中国航发北京航空材料研究院 先进复合材料国防科技重点实验室，北京 100095；2．中国航发湖南动力机械研究所，湖南 株洲 412002；3．中国航发北京航空材料研究院 航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095）

连续SiC纤维增韧的SiC基复合材料（SiC/SiC复合材料）是以连续束丝SiC纤维为增韧体、氮化硼（BN）或热解碳（PyC）等为界面层，熔融渗硅（MI）、化学气相渗透（CVI）、先驱体浸渍裂解（PIP）等工艺制备的SiC为基体的新型复合材料，具有高强度、高韧性、低密度、耐高温、抗氧化、抗蠕变以及较高的热导率和较低的热膨胀系数等一系列优异特征，在航空发动机[1-2]和燃气轮机热端材料[3]、核燃料包壳管[4]等方面拥有广泛的应用前景[5]。美国GE航空的HiPerCompTMSiC/SiC复合材料已应用于LEAP系列发动机的高压涡轮外环[6]；根据GE官网的报道，2020年取得FAA认证的GE9X发动机更采用了一级高压涡轮外环、一级和二级高压涡轮喷嘴以及燃烧室内环和外环等五种SiC/SiC复合材料构件。

材料的失效类型主要包括断裂、腐蚀和磨损等。SiC/SiC复合材料的失效主要表现为在载荷、高温、异物冲击、氧化、摩擦等单因素或多因素作用下发生的断裂、腐蚀和磨损。SiC/SiC复合材料具有多种组分，每种组分相比SiC或六方氮化硼（h-BN）等纯陶瓷材料有很大的不同，不同组分可以多种方式组成复合材料[7]，因此SiC/SiC复合材料具有因材料组成和制备工艺而异的失效行为。同时，SiC/SiC复合材料的服役环境十分复杂，已开展了很多高温水氧或燃气环境下的长时力学实验，研究SiC/SiC复合材料在力、热、水、氧以及高速气流等综合作用下的损伤演化和失效机理，以达到监测SiC/SiC复合材料性能衰减并预测其剩余服役寿命的目的[8-9]。由于SiC/SiC复合材料磨损失效行为的专门研究还比较少，本文重点讨论SiC/SiC复合材料的断裂失效和腐蚀失效。

1 SiC/SiC复合材料断裂失效行为

在SiC/SiC复合材料的组分中，束丝SiC纤维承担主要的拉伸和弯曲载荷；基体承担部分载荷并提供抗氧化保护；界面层保护纤维并调节纤维和基体的结合强度，使复合材料表现出一定的“假塑性”断裂模式，是复合材料增韧的关键所在。界面层的增韧机制主要包括：裂纹偏转、纤维脱粘/滑移、纤维桥联和纤维拔出等，如图1所示。

1.1 SiC/SiC复合材料拉伸和压缩断裂行为

SiC/SiC复合材料从损伤发生到最终破坏主要经历基体横向开裂、层间开裂、纤维束与基体分离、纤维束内基体开裂、纤维断裂与拔出等损伤模式。裂纹萌生、扩展直至发生破坏的方式同纤维预制体结构或铺层方式、界面层的类型及其与纤维和基体的结合强度、基体缺陷等密切相关。表面和界面缺陷、内容物和孔洞、人工狭缝或缺口尖端、编织结节等应力集中部位容易成为裂纹萌生点，如图2所示。由于缺陷的广泛存在，基体裂纹往往在比例极限以下即可发生；但是在很低应力水平下发生的基体裂纹并不一定直接影响材料的性能。

图1 SiC/SiC复合材料增韧机制Fig. 1 Toughening mechanism of SiC/SiC composites

图2 SiC/SiC复合材料的典型裂纹萌生位置 （a）表界面缺陷；（b）内容物和孔洞；（c）人工开口尖端；（d）编织结节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

纤维预制体结构或铺层方式是SiC/SiC复合材料的裂纹萌生和损伤模式的决定因素之一。单向SiC/SiC复合材料的初始拉伸裂纹为横向基体裂纹[10]。2D SiC/SiC复合材料的初始裂纹则为沿纬向纤维的“隧道”裂纹[11-12]。针对美国GE公司的HiPerCompTMSiC/SiC复合材料的原位CT、声发射和电阻监测研究表明，单向复合材料在拉伸载荷作用下横向基体裂纹处的纤维所受应力最大，大部分纤维断裂都在距裂纹100 μm之内发生[13]；[0°/90°]2S样品由于纬向纤维裂纹源的存在，在较低载荷下即有裂纹在中间90°层基体中萌生，首先在90°层中达到饱和[14]，但是在最初的破坏阶段只有少数纤维断裂，而单向样品尽管在更大载荷下才产生基体裂纹，但是纤维断裂很快随之发生[15]。数字图像相关（DIC）发现不同的纤维编织和铺层方式也会带来一些特殊效应。如2D编织SiC/SiC复合材料管材被拉伸时有织物效应，即束丝会沿着拉伸方向重排[16]；采用 ± 15°/ ± 30°/ ± 60°/ ± 75°铺层的NITE工艺SiC/SiC复合材料，损伤模式同纤维方向相关，< 30°以拉伸断裂为主，> 60°以脱粘为主[17]。

界面层的类型、界面层与纤维和基体的结合强度对SiC/SiC复合材料的断裂行为有重要影响。Rebillat等[18]制备的单层高结晶度和单层低结晶度BN界面层的SiC/SiC复合材料的纤维拔出效果均不如采用PyC界面层的SiC/SiC复合材料明显，裂纹不能在BN界面层内部发生偏转，只有使用双层BN界面层，才能在高低结晶度的BN之间造成明显的裂纹偏转效应。Zhao等[19-20]对比PyC和碳纳米管界面层的SiC/SiC复合材料，尽管二者的裂纹均起源于试样人工狭缝尖端附近，但是随着载荷增加，采用PyC界面层的材料，裂纹沿纤维-基体界面扩展，初始裂纹很快被阻止，在最终断裂的试样上出现大量的二次裂纹与微裂纹，表现出假塑性断裂行为；采用碳纳米管界面层的材料，裂纹沿加载方向迅速扩展，直接穿过纤维成为引起破坏的主裂纹，表现出脆性断裂特征。Droillard等[21]分别采用表面状态不同的Nicalon纤维制备SiC/SiC复合材料，纤维与界面层结合力强时拉伸强度明显提高。Morscher等[22]对比了CVI SiC基体和SiC-B4C基体的复合材料，发现前者的基体与PyC界面层的剪切应力远小于后者，在拉伸加载下，后者的基体裂纹数量几乎是前者的两倍，但是前者的裂纹开度却比后者高一个数量级。

基体缺陷的尖端由于应力集中，可能成为裂纹的萌生点。MI基体的制备中，残余液态硅凝固时体积膨胀11%。HiPerCompTM基体硅含量约20%，Wing等[23]采用拉曼光谱检测到硅相有2.4～3.1 GPa的压缩应力，而SiC相有0.24～0.75 GPa的拉伸应力，应力在位置上呈正态分布。Thornton等[24]发现该类材料的硅内容物同表面缺陷一样，都是裂纹萌生点。退火处理可以提高这类材料的断裂伸长率，但是比例极限和极限拉伸强度反而略有降低[14]。试样上如有表面缺陷，则其尖端容易成为裂纹萌生的部位，而人们也往往采用人工开口等方式使裂纹萌生于可预测的区域以便于观测。Maillet等[15]研究了单边开口和未开口的[0°/90°]2SHiPerCompTMSiC/SiC复合材料拉伸断裂行为。开口样品基体裂纹萌生于开口尖端中间的90°层，沿厚度和宽度方向扩展，长至1 mm时才发生纤维断裂。未开口[0°/90°]2S样品，裂纹也萌生于中间的90°层基体，在最初的破坏阶段即有少数纤维断裂。Whitlow等[25]结合声发射和DIC方法发现，HiPerCompTM材料拉伸破坏的主基体裂纹来自局部孔隙。材料孔隙的分布与初始裂纹分布是一致的，尽管并不与最终破坏位置重合。

测试条件如加载方式、温度以及加热方式对SiC/SiC复合材料的断裂模式也有重要影响。Wang等[26]研究2D SiC/SiC复合材料的面内压缩失效模式，动态条件下，断裂面与加载方向成较大角度，纤维断裂时未脱粘，剪切变形为主要失效机制；准静态条件下，断裂面与加载方向成较小角度，纤维脱粘及纤维束屈曲现象明显，分层为主要失效机制。高温可能带来界面性质的改变，Bale等[27]研究了室温和1750 ℃惰性条件下单束SiC/SiC复合材料的断裂行为，发现1750 ℃下的摩擦应力仅约为25 ℃下的20%，纤维滑移长度及横向裂纹的间距都显著增大，作者将其归因于热膨胀系数不匹配引起的残余应力变化或BN界面层剪切性质的改变。加热方式对SiC/SiC复合材料的失效模式产生影响也有较多研究。当材料受到单侧加热时，由于试样厚度方向上热梯度的存在，其断裂模式与等温加热情况下有明显不同。Whitlow等[28]在激光单面加热和高温炉等温加热条件下进行HiPerCompTM材料的高温轴向拉伸，结果表明，单面加热条件下试样发生分层，而在等温条件下则没有分层现象。

1.2 SiC/SiC复合材料在异物冲击下的退化和失效行为

SiC/SiC复合材料在使用过程中受到砂石、金属等异物冲击可能导致表面损伤、产生裂纹甚至被击穿，这与材料本身的结构和性能、异物冲击的速率等因素密切相关。SiC/SiC复合材料的异物冲击实验主要考核材料抵抗高速钢球或其他颗粒垂直冲击的能力。Choi[29]和Bhatt等[30]评估了料浆浇注-熔渗（slurry cast-MI）工艺SiC/SiC复合材料抗1.59 mm钢球冲击的能力，室温及1316 ℃空气环境实验表现出了相似的破坏机制。当冲击速率为115 m/s时，材料未表现出明显的内部损伤，力学性能也未发生衰减。随着冲击速率的增加，内部损伤加剧并且力学性能开始衰减。当速率 > 300 m/s时，钢球能够击穿材料，材料的强度保留率约为50%。主要的内部损伤类型包括分层、纤维断裂及基体剪切断裂。背面仅有部分支撑的样品，除发生前面接触损伤，还发生背面应力损伤，受到的破坏比具有背面具有全部支撑的样品更严重。Presby等[31]表征并模拟了冲击速率340 m/s的1.59 mm钢球对平面和曲面MI SiC/SiC复合材料的损伤。结果表明，平板件的损伤要比曲面形件严重得多，平板件最大的损伤发生在背面，而曲面形件最大的损伤在前面。Kedir等[32]评估了9种SiC/SiC复合材料室温下受到200 m/s或300 m/s不同粒度（120～210 μm以及60～90 μm）石榴石颗粒的冲击腐蚀情况，结果表明，性能衰退速度的主要决定因素包括密度、基体硬度及弹性模量。Presby等[33]研究了冲击速率350 m/s的1.59 mm碳化钨（WC）颗粒对3D SiC/SiC复合材料造成的损伤，结果表明，正交联锁样品相对多层联锁和角联锁样品耐冲击能力更强。

1.3 SiC/SiC复合材料疲劳失效行为

疲劳是指材料在循环载荷的作用下失效的现象，而这一载荷可以远低于材料的极限拉伸强度。疲劳是材料失效最常见的原因。作为一种工程上应用的热结构材料，SiC/SiC复合材料在服役过程中将不可避免地承受循环载荷的作用并产生损伤累积，当累积的疲劳损伤达到一定程度后将会导致突然断裂失效，给安全使用带来严重威胁。已有研究表明，SiC/SiC复合材料的疲劳性能受多种因素的影响，如基体类型、零件孔结构、测试条件和环境因素等，并表现出不同的疲劳失效机制。

1.3.1 材料组成的影响

致密的基体可以更有效地抵御氧气和水蒸气等对界面层和纤维的侵蚀，为SiC/SiC复合材料带来较高的疲劳极限。Kim等[34]研究了料浆浇注-熔渗工艺制备的孔隙率约为8%的SiC/SiC复合材料及预浸料-熔渗（prepreg-MI）工艺制备的孔隙率 <1%的SiC/SiC复合材料在燃气环境下的疲劳行为，发现后者更不易发生氧化，疲劳极限更高。

在基体中引入自愈合相也可以提高SiC/SiC复合材料的疲劳极限。Ruggles-Wrenn等[35-36]研究发现，对于由CVI工艺和MI工艺制备的纯SiC基复合材料，在卸载的过程中，氧化反应产生的气体从基体中释放出来，在重新加载时，氧化物则再次通过基体裂纹进入材料内部，氧化造成的基体裂纹增长是材料寿命限制机制。相反，由CVI工艺制备的具有多层交替结构的SiC-B4C自愈合基体，能够捕捉氧并与之反应生成可流动的氧化相从而使基体裂纹愈合，能够有效阻止纤维和界面的进一步退化，该基体类型材料的疲劳破坏主要取决于纤维。

SiC/SiC复合材料零件的孔结构也会引起疲劳性能的变化。Zhang等[37]研究了带有气膜冷却孔的3D编织SiC/SiC 复合材料在1350 ℃空气中的疲劳性能，孔分布分别按矩形排列和三角形排列设计，单孔直径均为0.5 mm。实验发现冷却孔几乎不影响材料的极限拉伸强度，但是疲劳寿命却随着冷却孔数量的增加而下降，冷却孔对疲劳性能的影响主要源于孔周围纤维的氧化和脆化；孔分布呈三角形排列的试样疲劳性能最低，其断面上大多数纤维发生氧化并脆化，原因是该排列方式影响了基体裂纹的形成和扩展。

1.3.2 测试条件的影响

应力水平、加载频率和实验温度等均会影响疲劳失效机制。Luo等[38]揭示了高温空气环境中不同应力水平下PIP SiC/SiC的疲劳破坏机制。在应力高于比例极限时，基体中快速萌生的裂纹导致弹性模量迅速下降，然后纤维承担了大量载荷；在应力低于疲劳极限时，基体中产生的横向裂纹是主要疲劳损伤机制，测试过程中，弹性模量几乎保持不变，基体承载了主要载荷；当应力水平位于疲劳极限和比例极限之间时，则由基体和纤维共同承载。Ruggles-Wrenn等[39]发现，1200 ℃空气环境中CVI SiC/SiC复合材料疲劳极限随着加载频率的增大而降低。Ikarashi等[40]对正交3D编织SiC/SiC的研究发现，在1100 ℃空气环境中，氧化引起的界面剪切强度大幅下降是造成疲劳失效的原因。Bertrand等[9]研究了燃气环境中实验温度对SiC/SiC复合材料疲劳性能的影响：随着温度的升高，材料的疲劳性能逐渐衰减，在1250 ℃和1350 ℃下，施加应力分别为125 MPa、90 MPa时，疲劳寿命均能超过25 h（90000次循环）；而在1480 ℃下，由于氧化和腐蚀过于强烈，造成试样出现大量消耗，即使未施加任何载荷，其寿命也仅有16.7 h。

1.3.3 环境因素的影响

环境因素同样影响着SiC/SiC复合材料的疲劳性能，水蒸气会加速材料疲劳性能的衰退。燃气热冲击会造成试样的局部热应力。Ruggles-Wrenn等[39]的研究显示，SiC/SiC复合材料在水蒸气氧化条件下会形成大量的玻璃相，导致氧化区域更大，氧化脆化现象更明显。Kim等[41]的研究表明，在相同应力水平下，燃气热冲击环境SiC/SiC复合材料试样的疲劳寿命比高温炉中的约低一个数量级。这是因为燃烧火焰导致试样加热的正面产生了压缩应力，背面产生了更高的拉伸应力，局部存在的热应力提高了试样所受应力，降低了裂纹形成和扩展的应力阈值，所形成的基体裂纹成为氧化物的扩散通道；同时燃气中含有大量的水蒸气，加速了BN界面层的氧化，使材料性能快速退化。

1.4 SiC/SiC复合材料蠕变失效行为

SiC/SiC复合材料用于高温部件时必须充分考虑其蠕变性能，以防止高温服役过程中材料在部件预期寿命内出现过度变形或提前失效[42]，与疲劳性能一样，影响SiC/SiC复合材料蠕变性能的因素同样有材料组成、实验条件、环境因素等。

1.4.1 材料组成的影响

SiC纤维本身的抗蠕变性能对材料性能具有重大影响，以抗蠕变性能更好的Hi-Nicalon纤维制备的SiC/SiC复合材料比Nicalon纤维制备的具有更长的蠕变断裂寿命[43]；Morscher等[44-45]研究了不同牌号纤维增强的MI SiC/SiC复合材料在1200 ℃和1315 ℃空气中的抗蠕变性能，发现材料的抗蠕变性与增强纤维的抗蠕变性优劣趋势保持一致，即从优到劣依次是Sylramic-iBN、Hi-Nicalon S、Tyranno SA、Tyranno ZMI纤维增强的材料[46]。Morscher[47]研究了不同纤维编织结构的MI SiC/SiC复合材料的拉伸蠕变行为，实验发现拉伸方向上轴向纤维体积分数越高，材料蠕变断裂强度越高。

1.4.2 测试条件的影响

SiC/SiC复合材料的蠕变性能往往随着测试温度和应力水平增加而下降。研究发现[48-49]随着温度和应力的不断增加，2D SiC/SiC复合材料的蠕变断裂时间缩短，稳态蠕变速率增大；基体开裂、界面脱粘和纤维蠕变成为材料蠕变损伤的主要模式。SiC纤维的微观结构稳定性影响了材料的蠕变性能，当温度由1200 ℃升高至1400 ℃时，纤维晶粒显著增大，结晶度提高，材料抗蠕变性能急剧下降。Racle等[50]的持久实验载荷在0到最大值之间循环，最大值在18%～84%极限拉伸强度之间，每106次循环增加6%。循环加载载荷在30%极限拉伸强度以上时，对破坏和材料寿命有显著的影响。

1.4.3 环境因素的影响

环境中的氧气对SiC/SiC复合材料持久寿命具有显著的影响，真空和纯净惰性气氛下的持久寿命明显优于空气或其他含氧气氛下的持久寿命。Morscher等[51]对比研究了SiC/SiC复合材料在空气、氩气气氛以及真空三种不同环境下的持久寿命，发现在1204 ℃下，当施加应力为220 MPa时，空气和氩气环境下的持久寿命为17～154 h，而真空条件下则超过了500 h；当应力继续增加至248 MPa时，空气气氛中的持久寿命降至0.5～3.5 h，而真空条件下的是188～469 h。进一步分析发现，氩气氛中含有的微量氧气（体积分数0.002%）使基体开裂处纤维、界面层以及基体发生氧化，进而导致了纤维-纤维之间和/或纤维-基体之间的强界面结合，使得材料的失效时间降低至与空气环境下相当的水平。对于在真空中测试的试样，在断面上未观察到明显的氧化迹象，BN界面层一直存在，并且在纤维/界面层之间或界面层/基体之间可观察到明显的剥离和纤维拔出。Godin等[52]的研究表明，在载荷高于基体开裂水平的中高温持久实验中，持续加载考核的主要是空气氧化的影响。断裂时间随加载应力的提高而变短，并遵循传统的指数定律：

式中：t是实验寿命；σ是加载应力；A0和n是材料和环境相关常数；T是温度；R= 8.314 J•mol–1•K–1为理想气体常数；Ea为断裂现象的活化能。式（1）类似阿伦尼乌斯公式的形式，表明断裂时间实际上是由化学反应控制的。中温和高应力时，SiC/SiC复合材料持久寿命长于纤维，这是因为在这一应力区间，纤维的裂纹扩展受氧气扩散控制。SiC/SiC复合材料中到达纤维表面的氧气在一定程度上被自愈合基体和界面层消耗。多名学者用声发射技术监测了SiC/SiC复合材料中温空气环境的持久实验，也发现了弹性能的释放遵循一个先加速后减缓至最低值，至失效前再次突然加速的指数规律。这可能是因为纤维的裂纹扩展和氧化较慢，其失效与基体相比，有延迟效应[53]。Momon等[54]用声发射研究了SiCf/SiBC复合材料450 ℃和500 ℃空气持久实验，试样以600 N/min的速度加载到45%～100%破坏应力，无论应力水平如何，在约60%破坏时间时，弹性能的释放速度最慢，而最终破坏前释放弹性能的速度会逐渐加快，发生“雪崩”现象。

2 SiC/SiC复合材料腐蚀失效行为

SiC/SiC复合材料的腐蚀失效研究主要在空气、水氧、燃气等环境下进行。尽管燃气环境更加接近真实的服役环境，但是空气和水氧环境下的研究更有助于理解单一因素和多因素偶合（高温、氧气、水蒸气）对SiC/SiC复合材料腐蚀的影响。

2.1 空气环境

SiC的氧化的行为已经被广泛研究，高温下氧化模式与氧含量密切相关。当氧含量较低时，发生活化氧化，反应方程式为：

气相的SiO挥发后材料失重。当氧含量较高时，发生钝化氧化，反应方程式为：

材料增重，并且生成的SiO2能够在低于其熔点的温度（1723 ℃）阻止氧气对SiC的进一步氧化[55]。在钝化氧化过程中，SiO2层生成后，氧化主要通过以下步骤进行[56]：（1）氧气分子通过扩散作用通过SiO2层，进而到达SiC表面；（2）氧气与SiC在界面处发生反应；（3）生成的CO气体通过扩散作用逸出。

相比SiC，SiC/SiC复合材料的氧化失效行为更加复杂，同时包含纤维、界面层与基体的氧化，并且氧化行为与温度、纤维类型、界面层类型及基体的制备方法密切相关。

多名学者研究了SiC/SiC复合材料的氧化行为与温度的关系。Zhao等[57]研究了800～1200 ℃下SiC-SiBC基复合材料的氧化行为。800 ℃氧化100 h后，h-BN界面层和SiC纤维不能被有效保护，强度降低幅度较大；更高温度氧化时，由于SiC封闭涂层裂纹的闭合及SiBC基体氧化形成的玻璃相能够封填裂纹，因此可以有效抑制氧的扩散，使得界面层与纤维得到保护，强度几乎不下降。Tan等[58]研究了PIP工艺的SiC/BN/SiBCN在1350～1650 ℃空气条件下氧化行为。1350 ℃氧化50 h与100 h后，材料的强度保留率分别为52%与54%，1500 ℃氧化5 h后，材料的强度保留率为46%。氧化过程分为三个主要步骤：（1）复合材料的表面与氧气形成完整的氧化物层，材料增重；（2）氧化物层起到阻挡氧气侵入的作用并且挥发性产物开始以气体形式挥发，材料减重；（3）氧气穿过阻挡层并与复合材料发生反应，同时挥发性产物在材料表面挥发，质量变化在此阶段为对数形式。

材料的氧化行为不仅与高温氧化温度密切相关，还与材料的低温暴露历史相关。Diaz等[59]首先将SiC/SiC复合材料在800 ℃中加热500 h，然后在65 ℃低温潮湿环境（相对湿度95%）中暴露500 h，最后将样品在800 ℃空气中加热15 min。结果表明，t-BN界面层在这一环境下退化很快，界面剪切强度和摩擦力下降约90%，进而导致了力学强度的显著下降。界面层失效致使氧气及其他组分能够更深入地与材料内部发生反应，因此在再次升温过程中材料性能发生显著下降。

氧气通道的存在会加速氧化过程。氧化通道可能由纤维与基体的热膨胀系数不匹配产生的裂纹形成，或者由基体在外力作用下的开裂形成，也可能由界面层的氧化失重所形成。Sun等[60]分别采用热膨胀系数为5.1 × 10–6k–1与4.0 × 10–6k–1的SiC纤维制备复合材料。高热膨胀系数纤维制备出的复合材料在800 ℃、1000 ℃及1200 ℃氧化后质量略有增加，强度保留率分别为109.6%、103.2%与102.9%，这是由于高热膨胀系数纤维增强的复合材料中纤维与SiC封闭涂层的热膨胀系数匹配性较好，因此在涂层中几乎未发现裂纹，阻止了氧气对纤维造成的侵蚀，并且氧化后强度保留率较高。Wing等[61]研究了HiPerCompTMSiC/SiC复合材料中BN界面层的氧化情况。将复合材料表面暴露在1200～1285 ℃空气环境中，氧气可以沿着SiC纤维表面的BN界面层侵入材料内部，界面层起到了氧气通道的作用。在相同温度与时间，基体表面仅能形成几微米的氧化层，在BN界面层上却可以渗入数百微米，这表明B2O3的形成有助于氧气的扩散。孤立纤维表面的界面层与相互粘连界面层的氧化情况相似，厚界面层的侵蚀则比薄界面层严重得多。

2.2 水氧环境

SiC/SiC复合材料在水氧环境下，除了与氧气发生反应外，还会与水蒸气发生反应，其中SiC基体的反应通常是：

反应生成的Si（OH）4以气体形式挥发，造成材料失重[30，62]。通常，材料在水蒸气环境下的氧化速率较空气环境明显增加。Opila等[62]的研究结果表明，在1100～1400 ℃，水蒸气能够加速SiC的氧化，使其氧化速率比在氧气环境中高一个数量级。在1200 ℃下，当水蒸气分压大于0.025 MPa时，氧化生成的SiO2层中有气泡产生，并且气泡的数量随着分压的增加而增加。Terrani等[63]研究了SiC在1200～1700 ℃水蒸气环境下的失效行为，水蒸气压力0.1～2 MPa，流速0.23～145 cm/s。结果表明，SiC的挥发速率与水蒸气压力密切相关，与水蒸气的流速相关性较弱。在高水蒸气压力条件下，形成的氧化物层呈多孔结构，构成了水蒸气入侵的通道，加速了材料的衰退。

水蒸气不仅能加速SiC基体的氧化，同样也能加速界面层和SiC纤维的氧化。如SiC/SiC复合材料中常用的BN界面层，在水氧环境下则会先被氧化成B2O3，然后与水在不同的温度条件下反应生成HxByOz[64]：

Mall等[65]研究了不同温度水氧环境下的SiC/SiC复合材料的退化机制，发现在400 ℃和950 ℃下BN界面层主要表现为开裂、退化和挥发等形式的损伤；而750 ℃下BN会形成硼硅酸玻璃，导致纤维出现粉化，复合材料性能衰减得更严重。潮湿氧化环境对BN界面层比对PyC界面层的破坏性更强。Lu等[66]利用CT观察发现，在潮湿氧化环境后，SiC/SiC复合材料中的BN界面层受到明显破坏，与SiC/PyC/SiC复合材料相比，SiC/BN/SiC材料会在内部结构中产生了更多的孔隙。Yao等[67]的研究结果表明，水蒸气显著加速了Hi-Nicalon型SiC纤维的氧化，导致复合材料性能退化；Robertson等[68]将Hi-Nicalon S型纤维在水蒸气环境下处理后，其表面会形成一层SiO2，纤维持久寿命比空气中处理的显著降低。

2.3 燃气环境

当处于燃气环境时，SiC/SiC复合材料会表现出不同的性能衰退机制。Panakarajupally等[69-70]研究了SiC/BN/SiC复合材料在燃气环境与等温高温炉中的氧化行为，结果表明，在燃气环境下材料表现出更严重的脆性断裂行为；同时发现燃气环境下由于加热-冷却会在试样中产生明显的热梯度，在疲劳循环的峰值载荷下，试样背面将承受比施加应力更高的净拉伸应力，使得横向基体开裂加剧，燃烧气体则可轻易地进入复合材料内部，导致出现氧化和快速失效；在疲劳循环的谷值载荷下，试样受热侧会受到压缩应力，在复合材料基体中产生多轴层间应力和剪切应力，导致层间出现纵向开裂。Kim等[41]的研究同样表明，对于特定的施加应力，燃气环境下试样的疲劳寿命比高温炉中的约低一个数量级，燃烧火焰导致试样加热的正面产生了压缩应力，背面产生了更高的拉伸应力，局部存在的热应力提高了试样所受应力，降低了裂纹形成和扩展的应力阈值，所形成的基体裂纹成为氧化物种的扩散通道，同时燃气中含有大量的水蒸气加速了BN界面层的氧化，使复合材料性能快速退化。Obguji等[71]对比了800 ℃燃气（流速100 m/s）、水蒸气分压占10%的环境下，与静态高温炉、水蒸气分压占90%的环境下材料的力学性能衰减行为，结果表明，前者衰减更严重。作者认为这主要是由于高流速的火焰能够使氧化性气体更深入复合材料内部。上述研究表明在燃气环境下由于热应力、水蒸气等因素的存在，将导致复合材料产生比高温炉中更严重的退化行为。

3 结束语

近年来，声发射、电阻监测、数字图像相关（DIC）、原位CT和SEM等新方法在SiC/SiC复合材料上的应用，突破了传统的力学实验-断口观测的断裂失效研究模式，获得了丰富的SiC/SiC复合材料损伤演化和失效行为研究的信息。本文综述的失效行为研究进展，很多即建立在对这些方法的综合运用上。声发射和电阻监测均可检测到裂纹萌生和增殖的实时情况[72-74]。其中，声发射可以用来预测SiC/SiC复合材料的持久寿命[54]。电阻监测可以在高温、高压和腐蚀性环境中使用，因为即使将导线连接在冷区也可以反映热区阻值变化[74]。DIC可反映由力热加载引起的材料表面面内位移和应力场分布。原位CT对SiC/SiC复合材料的裂纹萌生和扩展进行实时观测，目前已有从室温到1750 ℃下开展实验的报道[27]。声发射与原位CT结合，检测到声发射信号再用CT采集图像，可以节约实验时间[13]。同步辐射X射线光源在原位CT上的应用，美国、法国、英国和澳大利亚等已有报道，极大地提高了CT的分辨率并大幅缩减了实验时间。原位SEM也是一种裂纹萌生和扩展的实时观测手段，尽管只能观察表面，但是分辨率可以比CT更高，与DIC手段结合甚至能够检测到纳米尺度的微裂纹[75]。有关方法的成熟度还有待进一步提高。例如，声发射信号和SiC/SiC复合材料电阻阻值下降已经能够同损伤的发生很好地关联起来，但是对应的损伤模式还有待进一步细化。

SiC/SiC复合材料种类众多，因纤维种类、预制体结构、界面层体系、基体致密化方式、封闭涂层或环境障涂层的有无及种类等，断裂和腐蚀失效方式有着巨大的差异，有待针对特定的SiC/SiC复合材料体系采用多种方法表征其失效行为。在已有的报道中，以高温空气环境、高温水蒸气环境下的力学实验为多，有待进一步模拟实际使用环境，如航空发动机的燃气环境。相信随着SiC/SiC复合材料工艺的进一步成熟和应用的进一步拓展，必将有更多的相关失效行为研究涌现出来，对SiC/SiC复合材料研制起到更好的指导作用。