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一、陶瓷基复合材料高温性能优异， SiCf/SiC是近年研究的热点

陶瓷基复合材料（Ceramic Matrix Composites，CMC）是指在陶瓷基体中引入增强材料，形成以引入的增强材料为分散相，以陶瓷基体为连续相的复合材料。其中分散相可以为连续纤维、颗粒或者晶须，目前研究较多的是连续纤维增强的陶瓷基复合材料。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。陶瓷基复合材料主要由陶瓷基体、纤维以及界面层组成。纤维构成陶瓷基复合材料的骨架，是主要承载单元。碳化硅陶瓷基体在复合材料中主要是填充纤维预制件内部空隙，将纤维束包裹起来，连成一体，起到传递载荷及保护纤维的双重作用。界面相位于纤维与基体之间的结合处，在二者之间起到传递载荷的“桥梁”作用；此外，当裂纹扩展至中间层时，可通过裂纹偏转和界面脱粘等能量耗散机制，阻止裂纹向纤维内部扩展。

相比树脂基复合材料和金属，CMC具有耐高温、低密度、高比强、高比模、抗氧化和抗烧蚀等优异性能，使其具有接替金属作为新一代高温结构材料的潜力，CMC被美国国防部列为重点发展的20项关键技术之首。

按照陶瓷基体的不同，CMC一般为氧化物基及非氧化物基两大类，非氧化物基耐高温能力更强。氧化物CMC，增强材料采用氧化物纤维，基体材料多为高熔点金属氧化物，常用基体有氧化铝（Al2O3）、钇铝石榴石（YAG）、氧化锆（ZrO2）等；非氧化物陶瓷基复合材主要以SiC作为基体，此外还有超高温陶瓷基复合材料。氧化物CMC从材料成分上直接避免被高温氧化的问题，但耐温能力相对较弱，SiC的高温抗氧化性最强，密度小，并有较低的热胀系数和较高的热导系数，因此以SiC为基体的CMC-SiC是研究的重点。

CMC-SiC按照增强纤维的不同，可进一步分为Cf/SiC（碳陶）和SiCf/SiC，后者是近年来研究的热点。用于增强SiC基体的纤维主要为碳纤维和碳化硅纤维，对应的CMC分别为Cf/SiC（碳陶）和SiCf/SiC，与碳纤 维相比，SiC纤维在耐氧化、抗蠕变等方面具有显著的优势，同时，SiC纤维与基体SiC具有良好的相容性，无热膨胀失配等问题。所以自20世纪70年代末SiC纤维实现量产以来，连续碳化硅纤维增韧的碳化硅基复合材料( SiCf/SiC CMC) 一直是研究热点。

二、CMC在航空航天及核能等领域极具应用前景，市场空间广阔

2.1 SiCf/SiC是航空发动机的热端理想材料，已批量应用于热端静止件

提高涡轮前温度是提高航空发动机综合性能的有效方式，涡轮前温度已逐渐接近高温合金的耐温极限。大推重比、高效率和长寿命一直都是航空发动机研究领域永恒的追求，而提高涡轮进口燃气温度（TIT）可直接提 升航空发动机的综合性能。在过去八十年里航空发动机涡轮进口前燃气温度急剧提高，第四代战机F22的发动机F119推重比为10，其涡轮进口温度达1900K。面向未来的推重比12~15的发动机涡轮进口平均温度超过2000K，推重比15~20以上的发动机涡轮进口温度最高可达2200K~2450K，远超高温合金材料的耐温极限（单晶材料：1350K）。

相比高温合金，CMC具有耐高温、轻量化和寿命长的特点，被各国视为下一代航空发动机战略性热结构材料。相比于镍基高温合金，CMC材料有以下显著优势：（1）比高温合金能承受更高的温度（CMC材料耐温 极限比镍基高温合金提高约150～350℃，潜在使用温度可达1650℃），可显著减少冷却气消耗量约15%～25%， 从而提高发动机效率，同时还能减少氮氧化物的排放；（2）CMC材料密度（2.0～2.5g/cm³）为高温合金的1/4～1/3，可以显著降低发动机重量（发动机减重30%～70%）从而大幅提高推重比；（3）高温下优异的持久强度，使用寿命长；（4）可设计性强，纤维纺织技术的引入使CMC可设计性和结构适应性大幅提高，可根据不同部件的性能需求设计可达到最佳的热/力特性匹配。目前，各航空强国普遍认为：CMC是航空发动机高温结构材料的关键核心技术之一，直接体现一个国家先进航空发动机和先进武器装备的设计和制造能力。

CMC是航空发动机的热端理想材料，潜在应用部位为燃烧室/加力燃烧室、涡轮导向叶片、涡轮外环、涡轮叶片、尾喷管调节片/密封片等。

已在发动机上得到应用的主要有碳化硅纤维增强碳化硅复合材料（SiCf/SiC）和氧化物纤维增强氧化物复合材料（Ox/Ox）两种，其中SiCf/SiC是研究和应用的重点。SiCf/SiC在1200~1400℃的高温燃气下的寿命可达几千小时，是军用/商用航空发动机核心机热端结构（燃烧室、高低压涡轮）最理想的材料。Ox/Ox的耐温能力低于SiCf/SiC，但由于不存在氧化问题，寿命可达上万小时，且成本相对较低，可应用于涡喷、涡扇发动机喷管以及涡轴、燃气轮机核心机的高温部位。因SiCf/SiC耐温能力更强，符合航空发动机的核心需求，且综合 性能更好，被国内外公认为最有潜力的发动机热结构材料之一，是目前研究和应用的重点。

对于CMC的应用，国外中温中载静止件已进入批产阶段，高温中载件正在进行全寿命验证，高温高载转动件仍在探索。国外在陶瓷基复合材料构件的研究与应用方面，基于先易后难、先低温后高温、先静子后转子 的层层递进的发展思路，充分利用现有的成熟发动机进行考核验证。首先发展中温（700℃～1000℃）和中等载荷（低于 120MPa）的静子件，如尾喷口调节片/密封片、内锥体等；再发展高温（1000℃～1300℃）中等载荷静子件，如火焰筒、火焰稳定器、涡轮导向叶片和涡轮外环等；最后验证高温高载荷（高于120MPa）的转子件，如涡轮转子、涡轮叶片。总的来说，喷管调节片／密封片等中温中等载荷静止件已完成全寿命验证并进入实际应用和批量生产阶段，可以实现减重50%以上；燃烧室火焰筒和内外衬、导向叶片等高温中等载荷静止件正进行全寿命验证，有望进入实际应用阶段，涡轮外环已进入批产阶段；而涡轮转子、涡轮叶片等高温高载荷转动件尚处于探索研究阶段，使用寿命与应用要求相距甚远。

军用航空发动机一般采用SiCf/SiC尾喷管以满足隐身性能，GE生产的passport20公务机发动机和F414军用发动机采用氧化物CMC制造排气装置和封严片。对于军用航空发动机而言，发动机尾喷管是重要红外辐 射源之一，因此还需要考虑材料的隐身性能。与Cf/SiC以及Ox/Ox相比，SiCf/SiC的吸波性能更好，可实现发动机的隐身，因此军用航空发动机的尾喷一般采用SiCf/SiC。GE用于“环球”7000/8000公务机的passport 20发动机采用氧化物复合材料制造整流罩、排气混合器和中心锥，与同级别发动机相比，减少了8%的耗油率。此 外，2011年生产的军用发动机F414开始安装Ox/Ox制造的封严片。

GE是目前对于SiCf/SiC应用最成功的公司，已将其批量应用于LEAP、GE9X和GE3000。2009年，该公司研制的SiCf/SiC复合材料低压导向叶片在F136发动机上完成验证，并于2010年完成首飞。2016年在LEAP发动机的涡轮外环率先使用SiCf/SiC复合材料并已批产，显著降低冷气的消耗量并显著改善外环的服役特性和使用寿命，一台LEAP发动机有18个CMC零件，总重量为1kg。继而在新型GE9X商用发动机的燃烧室内衬和外衬、两级导向叶片和一级涡轮外环共五个部件使用了该材料，耗油率比GE90-115B降低10%，该型号已于2020年获得美国FAA适航认证，成为目前世界上推力最大的商用喷气发动机。在燃气轮机方面，H型燃气轮机使用了SiCf/SiC复合材料涡轮外环，其燃烧效率创造的了世界纪录。新一代军用涡轴GE3000发动机使用了陶瓷基复合材料，比T700型发动机耗油率降低25%、全生命周期成本降低35%，寿命延长20%，功重比提高65%。

GE完成了首个CMC低压涡轮转子叶片的验证，研制的下一代军用变循环发动机XA1000是CMC应用最广泛的发动机。2014年GE航空集团以F414发动机为验证平台，在1650℃下经过500个严酷的循环考核，完成了首个低压涡轮转子叶片的验证。GE在XA100发动机的部件使用CMC材料和聚合物基复合材料(PMC)等，是所有商用或军用发动机中CMC使用最广泛的发动机，与之前的产品相比，XA100发动机的燃油效率提高了25%，推力提升10%，散热能力也到了很好的改善。目前已经完成了第二台XA100变循环发动机的第三轮测试，该发动机可用于F-35和第六代战斗机。

2.2 SiCf/SiC辐照稳定性好，是核工业的理想候选材料

在核能领域，SiCf/SiC复合材料以其高熔点、高热导率、高温稳定性、较小的中子吸收截面、优良的中子辐照稳定性等优异性能，成为反应堆包层第一壁、流道插件、控制杆和分流器等的理想候选材料。SiCf/SiC有望取代锆合金作为水堆燃料原件的包壳材料。核燃料元件是核反应堆的核心组件，它对核反应堆的经济与安全有直接的影响。目前正在使用的核电站多数是以锆合金为燃料元件的轻水反应堆，然而，锆合金包壳本身存在着的问题包括吸氢、水中的腐蚀和芯－壳反应等，无法解决核燃料元件的长期安全性问题。SiCf/SiC复合材料具有高温蒸汽腐蚀动力学低、中子经济性高、辐照稳定性好、以及优异的高温力学性能等特点，被认为是理想的核燃料元件包壳材料，有希望代替锆合金应用于轻水堆。美国通用原子公司利用SiCf/SiC复合材料制备了具有三层结构的新型水堆燃料元件，内层和最外层为SiC，中间层为SiCf/SiC。

此外，碳化硅还在高温气冷堆、熔盐堆、气冷快堆、事故容错材料等方向具有应用前景。目前日本和美国的应用进度世界领先。

2.3 Cf/SiC在航天领域得到广泛应用，主要用于飞行器防热以及卫星反射镜

Cf/SiC发展较早，在航天领域已实现成熟应用。Cf/SiC是最早发展起来的陶瓷基复合材料，一直吸引着发达国家投入巨资开展研究。欧美国家侧重于该材料在航空航天领域的应用研究，日本则更注重其在新能源等高 技术领域的应用研究。Cf/SiC是目前应用最为成熟的陶瓷基复合材料体系，抗氧化能力弱于SiCf/SiC，但耐高温能力优于SiCf/SiC，适用于对温度要求高但对寿命要求相对较低的场景，在航天领域中主要作为热结构应用，另外还被用于卫星镜面。Cf/SiC可有效解决高超声速飞行器的防热需求和减重需求。随着航空航天领域的不断发展，各国对高超声速飞行器等技术越来越重视。由于在长时间飞行、大气层再入飞行和跨大气飞行时面对严重的烧蚀、高速气流 的冲击以及大梯度热冲击的影响，急需一种耐高温、耐烧蚀、抗冲击的材料解决这些问题。Cf/SiC可实现结构防热的一体化，满足防热需求的同时实现减重。在欧美等国家，Cf/SiC在飞行器上已经得到了广泛的应用，主要应用在航天器的头锥帽、机翼前缘和盖板等。法国的Hermes航天器的头锥帽和机翼前缘，美国的NASA X-37飞行器的组合襟翼、方向舵等结构件均采用这类材料作为高温热防护结构，美国X-38空天飞机采用防热/结构一体化的全Cf/SiC组合襟翼。2015年2月，欧洲IXV试验飞行器飞行成功，其热防护系统头锥、迎风面大面积、翼前缘和体襟翼均采用C/SiC复合材料，可以满足超过1600℃的服役要求，薄壁异形构件尺寸达到了米量级，体现出很高的制备工艺水平，技术成熟度较高。

Cf/SiC被广泛用于火箭发动机。由于Cf/SiC耐热冲击性高，对液体推进剂化学稳定性高，具有较高的抗蠕变性，作为耐烧蚀材料和高温结构材料在国外多种火箭发动机上得到广泛应用。

Cf/SiC还是一种理想的空间相机结构材料。随着空间相机分辨率的逐渐提高，空间相机正朝着大口径、长焦距、轻量化方向发展。其中空间相机反射镜和支撑结构是高分辨率空间相机的关键部件，必须具有优异的力 学性能和热稳定性。Cf/SiC复合材料具有质量轻、刚度高、热膨胀系数低等特点，可以极大地提高空间相机部件的尺寸稳定性。作为卫星反射镜材料的研究在国外已经进行了30多年，技术已相当成熟，美国、德国等国 家已制备出Cf/SiC超轻镜面和反射镜、微波屏蔽镜面等光学结构。

2.4 Cf/SiC是新一代高性能刹车材料的首选，已批量应用于汽车和飞机

目前广泛用于高速列车、汽车和飞机上的刹车材料主要是粉末冶金和C/C复合材料。然而，粉末冶金刹车材料存在高温容易粘结、摩擦性能易衰退、高温强度下降显著、抗热震能力差、使用寿命短等缺点；而C/C刹车材料存在静态和湿态摩擦系数低（湿态相对干态衰减约50%）、热库体积大、生产周期长（约1200h）及生产成本高等问题，制约了其进一步发展及应用。Cf/SiC复合材料是近年来逐渐发展起来的一种新型高性能刹车材料，有望成为传统粉末冶金和C/C复合材 料的良好替代品。Cf/SiC复合材料具有比金属基复合材料更低的密度、更高的强度、更好的摩擦性以及更长的使用时限等优势。Cf/SiC复合材料可以看作是将C/C复合材料中的C基体替换成硬质的SiC基体，SiC的加入有效改善了复合材料的摩擦性和抗氧化性，而且摩擦性能对外界环境介质（霉菌和油污、潮湿等）不敏感。因此，Cf/SiC复合材料被视为新一代高性能刹车材料的首选，在飞机、高铁、汽车等制动领域具有广阔的应用前景。目前，Cf/SiC刹车材料已用于高档轿车，在高铁上也已经得到实际应用。目前碳陶刹车盘价格偏高，因此多应用于高档汽车，保时捷、法拉利、奥迪A8L等高档汽车都已应用碳陶刹车材料。法国TGV-NG高速列车和日本新干线也已试用Cf/SiC闸瓦。美国Starfire公司研究先驱体转化法制备Cf/SiC刹车材料，并已应用于摩托车刹车片。

碳陶刹车材料对于军机意义重大，我国飞机碳陶刹车盘技术世界领先。碳陶刹车材料耐海水、耐盐雾腐蚀性强，抗热震和抗冲击能力强，还能实现浇水快速冷却，冷却时间大大缩短，对于军机战略意义非同凡响。由 西北工业大学与中航工业西安航空制动科技有限公司联合研制的碳陶刹车盘产品，已经进入批产阶段，使我国成为国际上第一个将碳陶刹车盘成功用于飞机的国家，标志着中国飞机刹车技术跻身于世界领先水平。该碳陶刹车盘与上一代刹车盘相比，静摩擦系数提高1-2倍，湿态摩擦性能衰减降低60%以上，磨损率降低50%以上，使用寿命提高1-2倍。生产周期降低2/3，生产成本降低1/3，能耗降低2/3，性价比提高2-3倍。价格也仅相当于国外同类产品的50%-60%。

2.5 氮化硅纤维有望替代石英纤维，制备新一代导弹天线罩

导弹天线罩需要具备承载、耐温、透波、耐蚀等多功能于一体，陶瓷基透波复合材料是天线罩透波材料的发展趋势。天线罩透波材料的发展主要经历了三个阶段：有机透波材料、陶瓷透波材料、陶瓷基透波复合材料。（1）上世纪40年代，导弹的飞行速度低，无法产生较大的气动加热（一般低于 300℃），采用树脂基复合材料制备天线罩即可满足要求。例如，美国Boeing公司制备“波马克”导弹天线罩的原料为不饱和聚酯树脂透波材料。（2）第二阶段是上世纪50年代至80年代，飞行器及导弹飞行速度有所升，气动加热效果上升（约300～1000℃），有机材料的耐温性及高温透波性能的缺点开始放大，无法继续满足天线罩的使役环境要求。因此研究者们将目光转向于耐高温、耐烧蚀以及具有优良介电性能的陶瓷材料，包括氧化铝、微晶玻璃、堇青石、 石英、氮化硼、氮化硅陶瓷等，逐渐成为制备高速飞行器天线罩的首选材料，其中一些已成功获得了型号应用。（3）第三阶段是从上世纪80年代至今，飞行器及导弹飞行速度进一步提升，而单相陶瓷透波材料由于自身性能特点，在高温下韧性和稳定性不足，逐渐达不到高速飞行所面临的更加恶劣的环境对天线罩材料的要求。因此通过结合各种陶瓷材料的优点，将材料优化设计组合为一体称为新的研究思路，开始研究制备增强增韧的陶瓷基透波复合材料。美国与前苏联都先后研发了适用于高速导弹天线罩的陶瓷基透波复合材料并成功应用。

连续Si3N4纤维有望替代石英纤维，制备新一代高马赫数导弹天线罩。近年来，超高音速导弹的快速发展对耐高温透波陶瓷纤维提出了迫切需求。目前，国内外高温透波材料的增强体主要为石英纤维。石英纤维具有 高强度、低密度特性，且介电损耗低，可以实现宽频透波。但是，石英纤维在高于 900℃的温度下会因晶粒粗化而导致强度迅速下降，从而显著降低复合材料性能。随着中远程精确制导导弹的快速发展，新一代导弹的速度提高，天线罩的工作温度已经提升到1000℃以上，且工作环境更加恶劣，这对高温透波材料提出了新的需求。连续Si3N4纤维的耐温性能优于石英纤维，且当碳含量控制在5 wt%以下时，纤维具有良好的高温透波性能， 因此有望替代石英纤维，用于制备新一代高马赫数导弹天线罩，氮化硅纤维一般用于增强氮化硼和氧化硅，目前对于氮化硅纤维天线罩的应用仍处于早期阶段。

2.6 全球CMC市场规模高速增长，CMC-SiC占比最高

全球CMC市场规模高速增长，北美和欧洲占据大部分市场，碳化硅基CMC市场占比最高。根据MARKETSANDMARKETS统计，2022年全球CMC市场规模为119亿美元，统计范围包含C/C、C/SiC、Ox/Ox、 SiC/SiC。预计CMC市场规模将以10.5%的CAGR增长，2028年达到216亿美元。分区域来看，北美和欧洲将占据大部分市场，分具体产品来看，SiC作为基体的CMC市场占比最高。

目前用于国防与航空航天领域的CMC市场占比最高，其次是汽车，能源领域的需求也将持续增长。CMC极致的耐温性能使其适用于国防与航空航天的严苛工作环境，但因其成本较高，国防与航空航天领域对成本敏 感度相对较低，因此对CMC的应用最为广泛。汽车碳陶刹车盘对CMC的需求也较大。燃气轮机以及核电领域 对CMC的市场需求也将持续扩大。

三、CMC工艺壁垒高，GE的CMC制备已进入产业化阶段

3.1 陶瓷基复合材料的制备工艺：主要为纤维制备和基体制备两个步骤

CMC组件的制备工艺复杂，壁垒极高。总体来看，陶瓷基复合材料的制备工艺分为纤维制备、预制体编织、纤维界面层制备、基体制备和增密、机加工成型几步。对于工作环境恶劣的CMC组件，如航空发动机热端部件，还需制备环境障涂层。氧化物CMC和非氧化物CMC的制备流程基本一致，但每个环节涉及的具体工艺有所差别。非氧化物CMC中，Cf/SiC和SiCf/SiC的制备工艺基本一致，纤维制备过程有所差异，因SiCf/SiC是CMC研究的重点，所以下文以SiCf/SiC为例描述CMC的制备工艺。

3.1.1 SiC纤维：成本占CMC成品成本的50%以上，主要采用先驱体转化法制备

SiC纤维的性能对CMC部件性能影响极大，先驱体转化法是制备SiC纤维的主流工艺，聚碳硅烷（PCS）是常用的先驱体。根据《Silicon carbide fiber manufacturing: Cost and technology》，SiC的成本占CMC成品的50%以上，SiC纤维的生产工艺主要有化学气相沉积法（CVD）、先驱体转化法（PD）和活性炭纤维转化法 （CVR）。先驱体转化法的工艺流程通常是以聚碳硅烷(PCS)为先驱体，经过纺丝、交联固化、高温裂解、纤维烧成等一系列工艺获得碳化硅纤维。先驱体转化法制备碳化硅纤维具有显著的优势：（1）先驱体可设计性强， 可引入Al、B、Zr等，改善纤维性能；（2）制成的纤维直径细小，可直接制成丝束(400根/束～1600根/束)使用，多用于编织复杂形状的预制体。（3）先驱体陶瓷化温度低，通过热解过程中的气氛调控，可控制纤维中的氧、碳等元素组成，该方法成本相对较低，已经实现工业化生产。

第三代SiC纤维性能最优，是研发、应用的重点。日本碳公司在1980年首次采用先驱体转化法制备碳化 硅纤维，1985年该公司开始利用该方法进行工业化生产。随着各家公司不断改进碳化硅的制备技术，逐渐形 成了3代碳化硅纤维。第一代SiC纤维含氧量高，抗氧化性、抗蠕变性较差，1200 ℃以上纤维性能下降严重， 第二代SiC纤维含氧量显著下降，空气氛围下能耐1400 ℃高温。第一代和第二代SiC纤维增强陶瓷基复合材料的高温使用寿命有限，第三代SiC纤维进一步除去多余的C和O，力学性能在一定程度上接近纯碳化硅材 料可能达到的极限，拥有更强的抗氧化能力、更高的抗拉强度，高温处理后仍能保留80%以上强度，最高使用温度极限可达到1800 ℃，是提升CMC复合材料力学性能最理想的增强材料，也是CMC复合材料研发、应用的重点。

美日等发达国家已经形成了多个代际的SiC纤维产品体系，并推出了高性能、高纯度、高价值的第三代SiC纤维产品。目前，日本碳素公司（Nippon Carbon）和宇部兴产公司（Ube Industries）的SiC纤维产品产量最大， 能达到百吨级。美国道康宁( Dow Corning) 公司则引入B作为烧结助剂制得性能优异的Sylramic，在此基础上再引入N元素去除富裕B元素得到晶粒更大、晶界更为干净的Sylramic-iBN纤维。

3.1.2 预制体：编制纤维以满足几何形状要求

实际应用中，需要将纤维(束) 编织成各种预制体，编织结构除了要满足几何形状等需求外，还要尽量简化编织方式、降低成本，提高结构强度和热导率等。常见的预制体形式大致分为单向纤维带/层，2D、2.5D和3D预制体等。单向纤维层/布是最简单的预制体形式，纤维束按一个方向平行排列，用环氧树脂等聚合物黏结剂将纤维黏结成所需纤维体积分数和几何形状的预制体，黏结剂往往会在制备基体之前被高温处理，转化为热解炭(GE的Prepreg工艺)。2D预制体是由经纬两向纤维束编织的纤维布进行层层铺叠得到的，在铺层过程中可调整每一层纤维方向，但层间无纤维连接，抗剪切能力差，容易分层。为了克服2D预制体易分层的缺点，2.5D预制体采用角联锁的方式层层交织，增强了层间结合，这类预制体工艺简单且层间结合强度较高，运用广泛，但没有沿 厚度方向的纤维分布。另外有一种介于2D和3D之间的预制体通过针刺方式来缝合纤维布，同样也增强了层与层之间的连接强度，一定程度上增加了材料韧性，工艺简单，同样应用广泛。3D预制体是由多股纤维束在3个相互垂直的方向上编织而成的，对强度有一定影响，但材料的各向异性被削弱。3D编织还包括3维4向和3维5向等方式。

3.1.3 界面层：SiC纤维的表面涂层，CVI是主流工艺

界面层建立基体与纤维之间的“弱连接”以提高CMC性能。界面层是影响SiCf/SiC复合材料性能的关键， 是纤维与基体相连接的纽带，也是应力传递的桥梁，其界面结合强度直接决定复合材料的力学性能及破坏/失效 模式，是实现SiCf/SiC强韧化的关键。通常弱的界面结合有利于碳化硅纤维与界面的脱粘，以及纤维的拔出，有利于提高复合材料的韧性。在核用环境条件下，界面层的耐高温、耐腐蚀、抗氧化、抗辐照等性能面临严峻挑战，往往可能成为最薄弱的环节而最先失效。因此，界面层的结构稳定性至关重要，一定程度上决定了复合材料的服役周期。SiC涂层与PyC或BN界面层复合方案具有优势。为满足力学性能和抗高温氧化性能的要求，通常采用热解碳(PyC)、六方氮化硼(BN)、碳化硅，以及(SiC/PyC)n、(SiC/BN)n等几种材料体系。PyC是一类被广泛采用的界面层，但在400℃以上氧化气氛下，PyC界面层易发生氧化分解，其也能应用于核能环境，但在中子辐照下，PyC会发生缓慢但彻底的收缩-肿胀-非晶化的转变。BN是另一类常用的SiCf/SiC复合材料界面层，抗氧化性能优于PyC，但不适用于核能领域。SiC涂层抗氧化性能优于PyC和BN，能有效阻止纤维的氧化损伤，但由于单独使用SiC涂层，界面结合较强，不利于复合材料的增韧。因此，SiC涂层往往与PyC或BN界面层复合，从而发展出(SiC/PyC)n、(SiC/BN)n等多层复合结构界面层。

CVI是制备界面层的主流工艺。一般采用化学气相渗透(CVI)或聚合物浸渍裂解(PIP)工艺制备界面层， 另外，BN层还可用蘸涂反应工艺。PIP和蘸涂反应法制备的界面层较为疏松，表面粗糙，有明显裂纹，但这两 种工艺简单，对设备要求较低。CVI法制备的界面层表面光滑，内部致密，无明显缺陷常用甲烷作为先驱气体制备PyC界面层，用三氯硼烷和氨气反映制备BN界面层。

3.1.4 CMC复合材料：CVI、MI和PIP工艺较成熟，但存在各自的局限性

基体制备和增密的主流工艺有化学气相渗透法（CVI）、聚合物浸渍裂解法（PIP）、熔渗法（MI）、纳米浸渍与瞬态共晶法（NITE），现阶段CVI法和MI法都已实现大规模工业化生产，PIP法制备大型结构部件也逐步达到实用化水平，但这3种制备工艺由其工作原理导致均存在显著的局限性，因此在制备结部件时应根据热力学特征选择相应的制备工艺。对于某些特殊要求的应用领域，CMC的制备不限于某一种制备工艺，可同时结合多种制备方法以满足部件的设计要求。

（1）化学气相渗透法（CVI）：可制备大型薄壁复杂结构

CVI源自CVD，是最早的制备CMC的工艺，先将气态先驱体以对流、扩散的方式沉积于纤维的表面，然后，在一定温度下反应生成SiC基体，通过连续的渗透沉积，对纤维之间的缝隙进行填充，最终得到连续的SiC陶瓷基体。目前，常用的气态先驱体气体为甲基三氯硅（MTS），且基于此前驱体的CVI工艺也趋于成熟。CVI法制备的优点是制备温度低、晶型完整、力学性能优异、结构可控性高，可制备大型、薄壁、复杂结构的部件。缺点在于成本高、工艺复杂、沉积速率慢、制备周期长，气态先驱体从预制体表面向内部扩散，内部易形成孔隙，不适合制备厚壁部件，并且CVI工艺对设备要求较高，反应参数受多方面因素影响不易控制，还有排放污染较大、原材料利用率较低等缺点。

日本、美国和法国对CVI工艺开展了大量研究，法国在CVI工艺制备技术上拥有较大优势，其中Safran集团是最早着手研发CVI工艺的公司之一。利用该工艺，Safran实现了M88-2发动机尾喷管外调节片的制备。国内对于CVI工艺制备SiCf/SiC复合材料也做出了卓有成效的研究。其中，西北工业大学、中南大学、 国防科技大学、中国科学院上海硅酸盐研究所等单位均对CVI工艺进行了研究，并已实现工业化生产。西北工业大学自主研发的基于CVI的CMC制造平台在产品制备的可靠性和可控性上达到了国际先进水平，基于此项技术所制备的部件已用于部分国产发动机上。

（2）熔渗法（MI）：制备周期短

熔渗法（MI）又称液硅渗透法，是让熔融的Si单质浸渗多孔预制体，利用毛细力使液硅进入预制体内部与C反应生成致密的SiC基体。MI主要有两类工艺路线: 一类是预浸料熔渗法(Prepreg MI) ，即采用聚合物热解的方式引入碳源；另一类是料浆浇注法( Slurry Cast MI)，用陶瓷浆料引入SiC和碳源。预浸料法主要工艺步骤是首先制备纤维界面层，然后采用湿鼓缠绕制得单向纤维带和基体带，即预浸料带，预浸料带上均浸渍了聚合物黏结剂、SiC粉和C粉。然后将料带铺层造型，接着进行高温处理，聚合物黏结剂裂解成炭，形成含碳多孔体，最后液硅熔渗。

采用预浸料熔渗法制得的SiCf/SiC CMC拥有良好的抗拉伸强度、疲劳寿命、抗蠕变性能和热力学性能，已经批量应用。GE公司研究预浸料熔渗法制备SiCf/SiC CMC超过25年，其产品已成功用于现役航空发动机的热端部件、CFM Leap-1发动机的涡轮外环、GE9X的燃烧室内外衬套、两级涡轮导叶和一级涡轮外环均采用Prepreg MI工艺制造。

料浆浇注法是NASA和GE等公司共同研发的MI技术路线，实际上是CVI+MI的混合工艺。与Prepreg路线不同，Slurry Cast路线中，先编织预制体，后制备纤维界面层，然后用CVI法沉积一部分SiC基体包覆界面层，保留孔隙通道。接着注入混合有SiC(可含C)粉的陶瓷浆料，最后液硅浸渗完成最后的基体增密。

Prepreg CMC的纤维含量更低，但抗拉强度甚至比Slurry Cast CMC高，一方面是由于其采用的是单向纤维布，强度较高; 另一方面则是由于每根纤维都涂覆了完整的界面层，承载时纤维受力更均匀，界面层增韧效 果好，断裂应变更大。SiCf/SiC CMC的原材料中SiC纤维最昂贵，纤维含量降低可有效控制CMC的成本。MI工艺有简单高效、可近净成型、制备周期短、CMC基体致密孔隙率低、热导率高、抗拉强度大、抗蠕变性能好和抗氧化能力强等优点。缺陷也很明显: 在熔渗Si时温度较高，可能会损伤界面层和纤维; 残余的游离硅单质会影响材料的强度，降低材料的耐高温能力，还需采用各种办法去除残留硅或掺杂金属元素与硅反 应生成难溶硅化物，NASA甚至在后阶段研发更高耐受温度的N26 CMC时，直接摒弃了MI工艺，转而采用CVI+PIP工艺，完全杜绝多余Si单质的存在。国际上反应熔渗工艺制备SiCf/SiC复合材料的研究主要集中在日本、美国和德国。国内中南大学、中国科 学院上海硅酸盐研究所、国防科技大学、中国航发北京航空材料研究院、航空工业复材中心等单位在反应熔渗法制备SiCf/SiC复合材料方面开展了卓有成效的研究。

（3）聚合物浸渍裂解（PIP）：可制备大尺寸复杂构件

PIP工艺是在真空气氛中，将纤维预制件在先驱体溶液中浸渍，然后在惰性气体保护下，进行交联固化和高温裂解，在裂解过程中，大量的小分子气体会从体系中溢出，导致材料出现大量的孔隙，致密化程度低。所 以1次裂解往往不够，需要多次( 5次～12次) 浸渍-裂解循环，直到质量不再增加或增量＜1%，最终实现基体致密化。常见的先驱体主要是聚碳硅烷(PCS)和聚乙烯基硅烷(PVS)以及它们的衍生物，新型先驱体如烯丙基氢化聚碳硅烷(AHPCS)引起了极大关注。聚碳硅烷（PCS）具有产率高、对纤维损伤小等优点，成为最常见和常用的先驱体。

PIP法制备复合材料的优点主要体现在制备温度低，对纤维损伤小，可制备大尺寸复杂形状的构件，可实现近净尺寸成型，且不会残留硅。但耗费先驱体量多而且工艺周期长，成本高。PIP法被广泛认为是制造大尺寸、结构复杂部件的有效方法，西北工业大学、GE和NASA等机构已经使用这种方法制造大型结构件。

（4）纳米浸渍与瞬态共晶法（NITE）：制备过程简单快捷，可用于核工业

随着对CMC材料性能要求的提高，NITE工艺在21世纪被科研人员提出，其主要工艺流程包括通过纳米SiC粉末、烧结助剂、陶瓷先驱体配置成混合浆料，将随后将浆料涂覆在SiC纤维的片材上，再干燥、叠层、热压烧结。

NITE工艺制备过程简单快捷，产品孔隙率低、热导率高、结晶程度好，能成功应用于核工业领域，但该工艺所制备的材料的形状较为简单，目前难以制备复杂的构件，且由于其烧结温度较高，在制备过程中也需要 保持材料的性能及微观结构不产生损耗。

对NITE工艺的研究主要集中在日本和美国，已实现面向核能领域的CMC工业化生产。由于NITE工艺 的烧结温度一般较高(> 1700 ℃)，对碳化硅纤维的耐高温性能要求较高。因此，目前，基于NITE工艺的研究 主要集中在日本和美国等拥有耐高温性能更好的第三代碳化硅纤维的国家。其中，日本京都大学和美国橡树岭实验室经过多年的积累，已经基本实现SiCf/SiC复合材料的工业化生产，主要是面向服役环境极端苛刻的核能用SiCf/SiC复合材料。我国在NITE工艺制备SiCf/SiC复合材料的研究鲜有报道，主要是以碳纤维替代碳化硅纤维，对热压烧结温度、烧结助剂等对复合材料性能的影响做了一些探索研究，包括中国科学院上海硅酸盐 研究所、国防科技大学、湖南大学等。

（5）复合工艺

复合工艺主要是将两种或多种工艺相结合，利用多种工艺的优势，提高CMC材料的密度，优化材料的微观结构，缩短制备周期和生产成本。主流的三类工艺都有各自的优缺点，但将两种工艺结合的混合工艺可扬长 避短，得到性能优良的SiCf/SiC CMC。为彻底消除多余Si，提高CMC耐温能力，NASA的N26及后续耐高温SiCf/SiC均采用了CVI+PIP混合工艺路线。

3.1.5 环境障涂层：防止CMC受高温水蒸气侵蚀，主要由APS工艺制备

环境障涂层（EBC）保护CMC免受燃气中的高温水蒸气侵蚀。SiC的抗氧化性来自表面的SiC在＞800℃时氧化生成的SiO2薄层，这层SiO2的热稳定性好，抗氧化能力强，可保护内部SiC在1200℃以上都不被氧化。但是航空发动机的碳氢燃料在燃烧后生成的燃气中含有10%水蒸气，在＞1200℃的温度下，高温高压高速的水蒸气与SiO2反应生成挥发性物质Si(OH)4，氧化物保护层被消耗，然后SiC生成SiO2和SiO2生成Si(OH)4的反应同时发生，CMC受侵蚀加速。环境障涂层（EBC）需要满足四个要求: ①环境稳定性好; ②附着力强; ③与SiC化学兼容，稳定性好; ④ CTE与基体匹配，应力水平低。

第一代EBC包含三层材料：CMC表面的硅黏结层、莫来石基的中间层以及钡-锶-铝硅酸盐(BSAS)顶层。但在1300℃时，EBC开始出现玻璃相，1440℃时所有EBC都转化为玻璃相，EBC失效。第二代EBC采用稀土 硅酸盐，具有更好的抗环境腐蚀能力和更高的耐温能力。典型的第二代EBC由Yb2SiO5顶层+莫来石中间层+ 硅黏结层组成，EBC结构和组成变化极小，性能稳定但稀土硅酸盐也存在CTE不匹配的问题，再加上SiO2 韧性较差，EBC会过早散裂。基于第一代和第二代EBC的新型EBC正在研发之中。

已服役的第一代EBC主要由大气等离子喷涂(APS)工艺制备。APS工艺成熟可靠，但涂层往往较疏松，内部存在孔隙从而影响 EBC的热力学性能。电子束物理气相沉积(EB-PVD)工艺更多是用于制备高温合金的 YSZ热障涂层，由于加工特性，涂层的孔隙沿厚度方向排列，并且SiO2蒸汽压力高于其他组分蒸汽压力，沉积参数不易控制，不适用于制备EBC。另外，APS和EB-PVD都是直线喷涂工艺，在复杂型面上可能会留下未喷涂区域。基于APS和EB-PVD技术发展的PS-PVD和DVD工艺较好地解决了以上问题，但还未投入工业生产。

3.2 GE已建成垂直整合的CMC供应链，CMC部件产量还将增长十倍

GE作为CMC领域的全球领导者，其制备CMC的工艺流程具备很高的参考价值。GE对CMC的开发已经持续了三十多年，2009-2019年期间在该技术上的投资超过15亿美元，早期的开发得到了美国能源部、国防 部和NASA的支持。GE制备CMC的工艺流程为：采用CVD工艺给SiC纤维添加界面层，将纤维制成单向预浸带，切割成所需外形后进行堆叠，然后在热压罐中去除挥发性有机物并塑造零件外形，有机材料在裂解炉中裂解形成碳桥，最后液硅熔渗制成CMC组件，随后机械加工、进行检测，最后涂覆EBC涂层。在GE将SiC纤维制成CMC成品只需不到30天。

GE公司从20世纪80年代末就开始预浸料-熔渗工艺制备SiC/SiC复合材料技术攻关，经历20世纪90年代的工艺探索阶段、大规模验证阶段（2000—2015年），目前已进入产业化阶段（2016年至今）。GE在美国建立了第一个垂直整合的CMC供应链，包括SiC纤维、预浸料和CMC部件的生产，每年可生产20吨CMC预浸料，10吨SiC纤维和超过5万个CMC发动机部件。

GE的CMC供应链分为以下四部分：（1） 位于俄亥俄州埃文代尔总部的CMC快速工厂实验室可快速评估CMC设计变更和制造工艺改进的可行性。（2） 位于特拉华州纽瓦克的低速初始生产中心，为CMC原材料和组件展示概念生产准备和采用精益生产实践。（3） 位于阿拉巴马州亨茨维尔的全速率生产设施，两个工厂分别生产SiC纤维和单向预浸带，总投资2亿美元（美国空军实验室资助2190万美元）。SiC纤维工厂以 NGS（Nippon Carbon、GE和赛峰的合资企业，持股比例分别为50%、25%、25%）的工厂为蓝本，大大提高美国生产能够承受 2400 ℉的SiC陶瓷纤维的能力。（4） 位于北卡罗纳州阿什维尔的全速率生产设施，用于生产CMC部件。参照NGS合资企业的模式，GE与Nippon Carbon以及赛峰合资成立Advanced Silicon Carbide Fiber，但GE持股比例为50%，新合资企业与NGS共同向GE供应SiC纤维。此外，GE还与Turbocoating合资成立了Advanced Ceramic Coatings以生产EBC。

GE 2019年的报道称，GE和CFM发动机对CMC的需求在过去十年中增长了20倍，预计CMC部件产量将在未来10年增长10倍。GE 2018年就交付了23000个LEAP发动机的CMC涡轮外环，2019年的计划为36000个。其他航空发动机巨头也积极布局CMC，选择的工艺路线各异。赛峰集团于20世纪80年代开始采用CVI工艺制备SiC/SiC复合材料，选用CVI 技术主要是基于该公司前期化学气相沉积制备C/C复合材料研发及工程化方面的经验，为了加强CMC的研发力量，赛峰集团于2018年11月成立了赛峰航空陶瓷技术公司，该公司位于波尔多航空园核心地带，将致力于陶瓷基复合材料的基础研发与生产，为发动机提供质轻耐高温的复合材料。罗罗公司于2015年收购了位于美国加州的海宝（Hypertherm）高温复合材料股份有限公司，该公司主要采用CVI+MI工艺制备SiC/SiC陶瓷基复合材料密封片，并计划在2025年前后将喷管、涡轮外环整环部件等应用于发动机。普惠公司于2000年前后开始研制陶瓷基复合材料，前期重点在PIP工艺制备SiC/SiC复合材料与OX/OX复合材料。普惠公司认为陶瓷基复合材料应用于静止件中的价值不高，因此将把陶瓷基复合材料应用的工作重点放在涡轮转子叶片和燃烧室上。普惠公司于2019年年底宣布在美国加利福尼亚州建立一个陶瓷基复合材料研 发基地，并计划于2027年在阿什维尔建立陶瓷基复合材料涡轮叶片生产中心，将陶瓷基复合材料应用到燃烧室内衬、叶片、喷管和其他部件。

四、我国已建成相对完善的CMC产业链，航发CMC或迎来拐点

根据西工大成来飞教授，总体来看，我国陶瓷基复合材料与国外几乎处于并跑位置，我国在刹车、飞行器防热领域领跑，但在航空发动机领域还较为落后。加快发展陶瓷复材这一新材料产业是党中央、国务院着眼建 设制造强国、保障国家安全做出的重要战略部署，“先进结构陶瓷与复合材料”也是“十四五”国家重点研发计划的7个重点专项之一。碳化硅纤维方面，早期SiC纤维是我国CMC产业的瓶颈环节，我国自主攻克了CMC批量制造技术，但 由于缺少高性能碳化硅纤维，只能用碳纤维替代。目前我国已形成以国防科大、厦门大学和中南大学为中心的三个碳化硅纤维产业集群，第二代SiC纤维已实现产业化，第三代SiC纤维已实现技术突破，我国实验室研发的产品与日本同类型产品水平相近，但是生产水平还尚未达到工业化生产规模，有待进一步研究。我国第二代碳化硅纤维已发布国家标准，标志着相关产业已经成熟。根据全国标准信息公共服务平台，国家标准《低氧高碳型连续碳化硅纤维》（第二代碳化硅纤维）于2024年3月15日发布，2024年7月1日正式实施。

氮化硅纤维方面，国内研制连续Si3N4纤维的主要单位是山东工陶院、厦门大学和国防科技大学，已经实现批产，我国基本与美、日、德、法并跑。值得注意的是，碳化硅纤维和氮化硅纤维的常用制备方法都是采用PCS先驱体转化，PIP法制备CMC-SiC的先驱体也为PCS，因此PCS需求量较大。陶瓷基复合材料制备方面，在西北工业大学、中南大学、国防科技大学、中国科学院上海硅酸盐研究所、 中国航发北京航空材料研究院、航空工业复材中心等单位的努力下，CVI工艺已实现工业化生产，PIP工艺较为成熟，MI工艺也有相关单位及企业布局。航天材料及工艺研究所突破了氮化硅纤维增强陶瓷复合材料及米量级天线罩制备技术，研制的复合材料具有优异的力学性能、抗烧蚀性能及介电性能，典型环境下的线烧蚀速率 显著低于石英复合材料，且介电性能稳定，有望用做高温服役环境的天线罩材料。从应用来看，Cf/SiC方面，我国已将其作为热结构和空间相机支撑结构等应用于飞行器和高分辨率空间遥感卫星，在飞机刹车材料的应用上处于国际领先地位；SiCf/SiC方面，国内近年来针对先进航空发动机热端部件开展了大量陶瓷基复合材料的研究工作，研制了各类模拟件和试验件，如尾喷管的密封片/调节片、加力燃烧内锥体、主燃烧室火焰筒、高压涡轮外环、涡轮导叶等。燃烧室浮壁瓦片模拟件、全尺寸喷管调节片等分别进 行了试验台短时考核和发动机短期挂片试车考核，构件热态性能良好，已进入应用验证阶段，尚未实现规模化工程应用。氮化硅纤维增强陶瓷基复材方面，尚未有开展应用的公开报道。我国航发产业对陶瓷基复合材料的需求或已出现拐点。根据中国航发公众号2024年1月3日的文章，“新年开工第一天，中国航发航材院表面工程研究所组织各专业组召开工作研讨会，梳理总结前期工作、部署新一年工作安排。2024年，面对陶瓷基复合材料迅速增长的研制和交付需求，团队集思广益总结问题，制定调整措施，形成2024年初步工作思路，为任务交付做好全面保障”，表明下游产业对CMC的需求拐点或已出现。我国CMC产业链环节相对完善，在Cf/SiC方面，碳纤维、碳陶刹车材料的参与企业较多，但是在SiCf/SiC方面，与国外相比，我国企业数量较少、单体规模较小、产业链薄弱，普遍存在产能有限、产品批次稳定性差、 生产成本高等问题。氮化硅方向目前还处于应用早期，少数企业已有布局。