کامپوزیت های سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربیدی (1)

چکیده

در این مقاله، خواص مربوط به تولید و خواص ترمومکانیکی مربوط به کامپوزیت های تقویت شده با تک فیلمان های SiC و الیاف SiC که به روش پیوند واکنشی (SiC/RBSN) و روش معمولی تولید شده اند، مورد بررسی قرار گرفته است. کامپوزیت های SiC/RBSN دارای استحکام و تافنس بالایی هستند و رسانایی گرمایی پایینی دارند اما مستعد اکسیداسیون داخلی هستند و خواص آنها در گستره ی دمایی 400 تا تخریب می گردد. اکسیداسیون داخلی می تواند با استفاده از اعمال پوشش های هدفمند مقاوم در برابر اکسیداسیون یا اعمال پوشش های خارجی بر روی این کامپوزیت ها، برطرف گردد. به عبارت دیگر، کامپوزیت های سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربیدی که دارای دانسیته ی کامل هستند و با استفاده از مونوفیلمان های SiC و اعمال فشار و دما تولید می شوند، دارای استحکام متوسطی هستند و ظرفیت کرنش آنها بواسطه ی این مسئله محدود می گردد. مزیت ها، محدودیت ها و کاربردهای بالقوه ی این کامپوزیت ها در این مقاله مورد بررسی قرار گرفته است.

مقدمه

تشخیص بازده بهبود یافته ی مربوط به موتورهایی که در پیشرانش هوافضایی و تولید قدرت مورد استفاده قرار می گیرد، به طور قابل توجهی به پیشرفت هایی وابسته است که در زمینه ی افزایش دمای موتور و عمر مفید مواد ساختاری این موتورها انجام شده است. در حقیقت، این مسئله موجب کاهش میزان مصرف سوخت می شود و اجازه ی بهبود فاکتور فشار به وزن و کارایی این وسایل را برای هواپیماهای نظامی و کاربردهای فضایی را فراهم می آورد. همچنین این مسئله موجب کاهش انتشار گازهای آلاینده و هزینه های تولید برق در صنعت تولید برق می شود.
هم اکنون، اصلی ترین کار انجام شده که بوسیله ی آن این مزیت ها، حاصل می شود، با توسعه ی کامپوزیت های زمینه ی سرامیکی تقویت شده با فیبر (FECMC) انجام شده است. این مواد نه تنها سبک تر هستند و می توان از آنها در دمایی بالاتر از دمای قابل استفاده برای آخرین تکنولوژی آلیاژهای فلزی (تقریباً ) استفاده کرد، بلکه دارای تافنس استاتیک و دینامیک بالاتری نسبت به سرامیک های مونولیتیک هستند. این در حالی است که مزیت های سرامیک های مونولیتیک مانند استحکام دما بالا، دانسیته ی پایین و مقاومت به خوردگی و اکسیداسیون را دارا می باشند. به هر حال، FRCMC ها نسبت به سرامیک های مونولیتیک با سختی بیشتری فراوری می شوند. نیازمندی های مربوط به سطوح مشترک فیبر- زمینه برای خواص مکانیکی بهینه ی این کامپوزیت ها، به همراه ناپایداری نسبی بسیاری از فیبرهای مورد استفاده در دمای بالا و اتمسفرهای خورنده و برهمکنش های شیمیایی با زمینه، موجب می شود تا محدودیت های زیادی بر روی دما و زمان فرآوری FRCMC ها اعمال گردد. برای 20 سال گذشته، انواع مختلفی از FRCMC ها مانند کامپوزیت های سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربید، سیلیکون کاربید تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربید و آلومینای تقویت شده با الیاف آلومینایی توسعه یافته اند. این مقاله تنها به بررسی کامپوزیت های سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربیدی می پردازد.
علاقه ها در زمینه ی توسعه ی کامپوزیت های به دلیل این حقیقت ها ایجاد شده است که:
1) SiC و به طور ترمودینامیکی با همدیگر سازگار هستند و در تا دمای 1700 ℃ پایدار هستند.
2) دمای فرآوری سیلیکون نیترید می تواند به گونه ای تنظیم گردد که از تخریب الیاف در طی فرایند تولید، جلوگیری گردد.
3) زمینه ی سیلیکون نیتریدی می تواند به گونه ای کنترل گردد که خواص کامپوزیت مانند مقاومت در برابر ترک خوردن و رسانایی گرمایی بهبود یابد.
تولید زمینه ی تقویت شده با الیاف کربنی از طریق استفاده از مونوفیلمان، طناب های فیبری و بخش های بافته انجام می شود. با استفاده از این روش، یک توده ی فیبری یا طناب هایی از جنس الیاف سرامیکی در حالت دو بعدی و سه بعدی تشکیل می شود و بدین صورت اندازه ی محصول و الزامات مربوط به شکل آن برطرف گردد. برای اطمینان یافتن از انحراف ترک ها در میان الیاف و زمینه ی نهایی، یک پوشش نازک فیبری یا یک ماده ی فاز میانی با ریزساختار مکانیکی تضعیف شده (مانند نیترید بور (BN) یا کربن پیرولیتیک) بر روی سطح الیاف اعمال می شود. این پوشش ها به شیوه های مختلفی از جمله موارد زیر اعمال می شود:

1) نفوذ فاز بخار شیمیایی (CVI) آمونیای پیش ماده و گازهای سیلیکون دار و ایجاد سطوح مناسب بر روی سطح محصولات با دانسیته ی بالای سیلیکون نیتریدی می شود.
2) استفاده از روش پیوند واکنشی برای ایجاد سیلیکون نیترید (RBCMC) که در اینجا، پودر سیلیکون در اطراف فیبر به زمینه ی سلیکون نیتریدی تبدیل می شود.
3) نفوذ ماده ی پلیمری و پیرولیز (PIP) که در آن یک ماده ی پلیمری قابل شکل دهی، به داخل بخش های باز میان الیاف نفوذ می کند و سپس با اعمال عملیات های حرارتی در دمای بالا، زمینه تشکیل می شود.
4) پرس گرم (HP)
5) پرس ایزواستاتیک گرم (HIP)

در دو مورد آخر، ساختار فیبری با پودر سیلیکون نیترید و افزودنی های کمک ذوب مخلوط شده و به صورت محوری یا ایزواستاتیک، در دمای بالا، تحت پرس قرار می گیرند.
روش زینترینگ معمولی (بدون اعمال فشار)، که معمولاً برای تولید سرامیک های مونولیتیک از جنس سیلیکون نیترید استفاده می شود، نمی تواند به طور موفقیت آمیز برای تولید کامپوزیت ه ای زمینه ی سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف کربن مورد استفاده قرار گیرد زیرا تخریب قابل توجهی در الیاف کامپوزیت هایی که به این روش تولید شده اند، ایجاد می شود و همچنین مشکلاتی در زمینه ی افزایش دانسیته ی این سرامیک ها نیز مشاهده شده است. تولید کامپوزیت های با روش CVI، موفقیت آمیز نبوده است زیرا مشکلاتی در زمینه ی حفظ استوکیومتری سیلیکون نیترید با استفاده از این روش، مشاهده می شود. همچنین در این روش، نفوذ ماده به بخش های کوچک به سختی انجام می شود و گاهاً این بخش ها، به صورت تخلخل باقی می مانند. همچنین ایجاد ساختارهای بافته شده ی سه بعدی و دو بعدی، مورد بررسی قرار نگرفته است. تنها کامپوزیت های سیلیکون نیتریدی تقویت شده با الیاف SiC و مونوفیلمان های SiC که با روش پیوند واکنشی، پرس گرم یا پرس ایزواستاتیک گرم تولید می شوند، را مورد بررسی قرار داده است.

کامپوزیت های سییلکون نیترید تقویت شده با الیاف SiC تولید شده با روش پیوند واکنشی

تولید سیلیکون نیترید تقویت شده با الیاف با روش پیوند واکنشی، شامل حرارت دهی یک قطعه ی تشکیل شده از پودر سیلیکون تقویت شده با الیاف در نیتروژن خالص یا مخلوط نیتروژن دار در دمای بالا می باشد. ماده ی تولید شده بوسیله ی فرایند تبدیل سیلیکون به زمینه ی سیلیکون نیتریدی بوسیله ی واکنش فاز گازی، را سیلیکون نیترید با پیوند واکنشی (RBSN) می نامند. گاز نیتروژن از سطح خارجی و از میان تخلخل ها، به مرکز نمونه نفوذ می کند. استفاده از یک دمای فراوری کنترل شده می تواند منجر به ایجاد ماده ی زینتر شده ای شود که در آن، تخلخل های داخلی از بین رفته اند، بدون آنکه شرینکیج قابل توجهی در کل بدنه ایجاد گردد. به منظور کامل شدن واکنش، یک ساختار متخلخل پیوسته باید ایجاد شود که بوسیله ی آن، نیتروژن نفوذ کند. اگر تعداد تخلخل ها و کانال های تخلخل کاهش یابد، بنابراین، عمقی که واکنش ها ممکن است به کمال رسد، محدود می شود. پایداری فیبر، دانسیته ی خام ساختار فیبری، اندازه ی دانه و تخلخل پودر سیلیکون، خلوص مربوط به گاز نیتروژن و ضخامت ساختار فیبری، برخی از فاکتورهای مهم است که موجب کنترل دما و زمان واکنش می شود. دانسیته ی بالاتر، موجب می شود تا عمق انجام کامل واکنش، کاهش یابد. کامپوزیت های نیتریدی عموماً دارای مقادیر قابل توجهی تخلخل هستند (20 تا 40 %). به هر حال، شکل، اندازه و توزیع تخلخل ها در کامپوزیت های نیتریدی، می تواند بوسیله ی کنترل متغیرهای تولید، کنترل گردد.
اگر طناب های تولید شده از الیاف کربنی برای تقویت مورد استفاده قرار گیرد، فرآوری سیلیکون نیترید تولید شده با روش پیوند واکنشی، دارای این مزیت است که بوسیله ی آن، امکان سنتز کامپوزیت های در اشکال پیچیده و بزرگ و شکل های شبکه ای ممکن می شود. کامپوزیت های تولید شده با روش RBSN دارای مزیت های زیر است:

1) عدم ایجاد شرینکیج در طی استحکام بخشی
2) فراوری RBSN منجر به تولید موادی می شود که دارای خلوص بالاتری نسبت به بدنه های سیلیکون نیتریدی دارای کمک ذوب می شود.
3) خلوص بهبود یافته ی مربوط به زمینه ی RBSN می تواند موجب افزایش استحکام دما بالا و مقاومت در برابر خزش کامپوزیت ها شود.
4) دماهای مربوط به فرآوری RBSN در اغلب موارد کمتر از دماهای مربوط به زینترینگ در دمای معمولی است.
5) محدوده های مربوط به دمای سرویس دهی، می تواند در واقع از دماهای فرآوری بالاتر رود.

به دلیل اینکه در تولید RBSN از واکنش دهنده های گازی، استفاده می شود، توده ی SiC/RBSN در مقایسه با کامپوزیت های ، تمایل دارد تا میزان بالاتری از تخلخل های باقیمانده و به هم پیوسته، داشته باشد. تخلخل های باقیمانده ی به هم پیوسته، به دو دلیل یکی از موارد مهم تلقی می شود. این موارد، اکسیداسیون و رسانایی گرمایی است. اکسیداسیون داخلی می تواند منجر به ایجاد تنش های داخلی شود که این تخلخل ها ممکن است موجب ترک خوردن زمینه و جدایش فیبر از زمینه شود. بنابراین، استفاده از پوشش های محافظ اکسیداسیون ممکن است برای این مواد، ضروری باشد.
رسانایی گرمایی همچنین تابعی از تخلخل زمینه می باشد. وقتی تخلخل افزایش یابد، رسانایی گرمایی کاهش می یابد. بنابراین، تخلخل داخلی ممکن است به طور قابل توجهی موجب کاهش رسانایی گرمایی کامپوزیت های SiC/RBSN شود. مدول کاهش یافته که فی نفسه با توزیع یکنواخت تخلخل ها در زمینه همراه است، موجب تسهیل انتقال بار به تقویت کننده ها می شود و همچنین موجب کاهش تنش های گرمایی در کامپوزیت های با طراحی مناسب می شود.
فرایند تبدیل سیلیکون به سیلیکون نیترید یک فرایند گرمازاست و به سختی کنترل می شود. مدیریت گرما، یک موضوع قابل توجه در واکنش هایی می باشد که گرمازا هستند زیرا افزایش بیش از حد حرارت موجب کاهش کنترل بر ریزساختار و شیمی فازها ی زمینه ی سیلیکون نیتریدی می شود. اگر چه واکنش ها به طور نرمال در دماهای نسبتاً پایین انجام می شود (در دمایی در حدود )، ترکیب زمان های واکنشی طولانی مدت و واکنش پذیری اجزا می تواند موجب ایجاد برهمکنش های تعیین کننده شود.
مطالعات اولیه بر روی RBSN های تقویت شده با الیاف SiC بوسیله ی Lindley و Godfrey انجام شده است. اگر چه کامپوزیت های تولید شده هیچ افزایش استحکامی را نسبت به RBSN های تقویت شده از خود نشان نمی دهند، آنها بهبود شکست را برای این کامپوزیت ها، گزارش کرده اند. این پدیده در واقع بوسلیه ی برهمکنش های میان فیبر/ زمینه، کنترل می شود. خواص استحکامی تضعیف شده ی این کامپوزیت ها، به خاطر تخریب الیاف SiC در دمای تولید می باشد. علاقه ها در زمینه ی کار بر روی SiC/RBSN ها در اوایل دهه ی 1980 دوباره تحریک شد. در این زمان، نیاز برای توسعه ی مواد سرامیکی با استحکام و تافنس بالا نمود داشت. یک مطالعه ی دیگر بر روی کامپوزیت های RBSN تقویت شده با الیاف با قطر کوچکSiC (زیر 20 میکرون) و الیاف با قطر بزرگ SiC (142 میکرون)، نتایج ترکیبی به همراه داشته است. کامپوزیت های تولید شده از مونوفیلمان های SiC نیز نشاندهنده ی اندکی بهبود در استحکام خمشی بوده اند اما در کامپوزیت های تقویت شده با طناب های تولید شده از الیاف SiC ، این مسئله مشاهده نشده است. دوباره باید گفت که ناپایداری مربوط به این طناب ها در دمای تولید و همچنین عدم ایجاد پیوند مناسب میان الیاف SiC و زمینه ی RBSN از جمله دلایل اولیه برای افت خاصیت این اجزا می باشد. تمام مطالعات مورد بررسی بوسیله ی ما از روش های فرآوری سنتی و یک سیکل نیتریده کردن که برای تولید RBSN های مونولیتیک استفاده می شود برای تولید کامپوزیت های RBSN ی استفاده کرده اند. برای فایق آمدن بر مسئله ی تخریب الیاف، یک سیکل نیتریداسیون دما پایین- زمان کوتاه استفاده کرده اند که در آن از خاصیت اندازه ی ریز ذرات پودر سیلیکون استفاده شده است. با استفاده از این سیکل نیتریداسیون، کامپوزیت های مستحکم و با تافنس بالا تولید شد که در آنها، کامپوزیت های RBSN بوسیله ی الیاف مونولیتیک SiC یا طناب های تشکیل شده از الیاف SiC ، تقویت شده اند. در ادامه فرایند تولید، خواص و محدودیت های این مواد را مورد بررسی قرار می دهیم.

کامپوزیت های RBSN تقویت شده با مونوفیلمان های SiC

فرآوری

مونوفیلمان های فیبری تولید شده از الیاف SiC شامل یک پوسته ی SiC با قطر خارجی 142 میکرون می باشد که در اطراف یک هسته ی کربنی پوشش داده شده با گرافیت (با قطر 37 میکرون) قرار گرفته اند. در سطح الیاف SiC، دو لایه از پوشش سطحی غنی از کربن، وجود دارد. هر لایه مخلوطی از کربن آمورف و SiC است.
مراحل فرآوری کامپوزیت های SiC/RBSN در شکل 1 آورده شده است. مواد اولیه ی مورد استفاده برای تولید کامپوزیت عبارت است از بافته های حصیری شکل از جنس SiC و پودر سیلیکون. بافته های حصیری شکل از جنس SiC با قرارگیری الیاف در جهت های مناسب ایجاد می شوند. فاصله ی بین الیاف به کسر حجمی الیاف در کامپوزیت، وابسته است. بافته های حصیری فیبری، با یک بایندر پلیمری مانند پلی متیل متااکریلات (PMMA) آغشته می شوند تا فاصله ی بین الیاف حفظ گردد.
برای آماده سازی بخش سیلیکونی، پودر سیلیکون آسیاب شده با روش آسیاب سایشی، با بایندرهای فرار پلیمری (تفلون) و یک حلال آلی (یک حلال نفتی مناسب) مخلوط می شوند و سپس این بخش تحت نورد قرار می گیرد تا بدین صورت یک ورق نازک از این ماده، تشکیل شود.
برای تولید کامپوزیت های با شکل معین، بافته ی حصیری شکل فیبری و ورق نازک سیلیکونی به طور متناوب در یک قالب فلزی قرار داده می شود و سپس عمل پرس گرم در یک کوره ی خلاً (دمای 1000 ℃ و فشار 69 MPa) انجام می شود تا بدین صورت بایندر پلیمری فرار، خارج گردد. ساختار کامپوزیتی تشکیل شده در دمای 1250 ℃ و به مدت 10 تا 24 ساعت، تحت عملیات نیتریداسیون قرار داده می شود تا بدین صورت، سیلیکون به سیلیکون نیترید تبدیل شود. زمان تولید به اندازه ی قطعه وابسته است. زمینه ی RBSN دارای 60 % سیلیکون نیترید آلفا و 40 % سیلیکون نیترید بتا می باشد و 8% نیز سیلیکون آزاد در این ساختار وجود دارد. کامپوزیت های نیتریده شده به طور نمونه وار دارای 25 % حجمی الیاف SiC، 35 تا 45 % حجمی زمینه ی سیلیکون نیتریدی و 30 تا 40 % تخلخل می باشد. حجم متوسط تخلخل ها، مقدار نسبی تخلخل های بسته و دانسیته ی مربوط به کامپوزیت های نیتریده شده، می تواند بوسیله ی ویژگی های پودر سیلیکون و پارامتر های مربوط به استحکام بخشی، دستکاری شود. کامپوزیت تولید شده بوسیله ی روش بالا دارای توزیع یکنواختی از الیاف SiC در زمینه ی RBSN می باشد و همچنین یک پوشش میانی پایدار بر روی الیاف SiC آن ایجاد شده است. هر دوی این خصوصیت ها، برای حصول استحکام بالا و تافنس بالا در کامپوزیت ها، ضروری است.

خواص مربوط به کامپوزیت های مونوفیلمانی SiC/RBSN

خواص فیزیکی و مکانیکی

خواص مربوط به یک کامپوزیت SiC/RBSN به کسر حجمی مربوط به اجزا و اتصال میان الیاف SiC و زمینه ی RBSN وابسته است. نمودارهای تنش- کرنش مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN در دمای اتاق و برای RBSN تقویت نشده، در شکل 2 نشان داده شده است. نمودار تنش- کرنش مربوط به زمینه ی RBSN تقویت نشده، تنها یک ناحیه ی الاستیک خطی اولیه از خود نشان می دهد و هیچ قابلیت کرنشی در طی شکست وجود ندارد. در عوض، نمودارهای تنش- کرنش برای کامپوزیت های یک بعدی و دو بعدی SiC/RBSN سه ناحیه ی مجزا دارند: یک ناحیه ی الاستیک خطی اولیه، سپس یک ناحیه ی غیر خطی و یک ناحیه ی خطی ثانویه. وجود خاصیت غیر خطی در نمودار تنش- کرنش به دلیل میکروترک هایی ایجاد می شود که بر صفحه ی اعمال تنش، عمود هستند. ظرفیت کرنشی در خارج از ناحیه ی شکست زمینه، نیز ممکن است که علت آن، تضعیف پیوند اصطکاکی تشکیل شده میان الیاف و زمینه ی RBSN می باشد.
اگر الیاف به طور محکم به زمینه چسبیده باشند، این کامپوزیت ها، دارای رفتار مشابه با زمینه ی تقویت نشده هستند.
شیب مربوط به بخش اولیه ی نمودار تنش- کرنش، نشاندهنده ی مدول یانگ می باشد که این شیب در اصل به کسر حجمی و مدول الاستیک الیاف و زمینه وابسته است. از لحاظ تئوری، مدول یانگ (E_c) مربوط به این کامپوزیت ها، می تواند با استفاده از قانون اختلاط، تخمین زده شوند:

که در اینجا، E مدول الاستیک، V کسر حجمی اجزا و زیربندهای f و m به ترتیب نشاندهنده ی فیبر و زمینه است. مدول الاستیک مربوط به زمینه ی RBSN با افزایش تخلخل، کاهش می یابد. برای تخمین مدول یانگ RBSN در زمان مشخص بودن تخلخل، معادله ی زیر ممکن است مورد استفاده قرار گیرد:

که در اینجا، V_p کسر حجمی کل مربوط به تخلخل ها و مدول یانگ مربو به سیلیکون نیترید متراکم است که مقداری برابر با 300 MPa را به خود اختصاص داده است.
شیب مربوط به بخش دوم غیر خطی بیان کننده ی مدول ثانویه ای است که در اصل بوسیله ی الیاف کنترل می شود. اگر الیاف تا زمان رسیدن به استحکام نهایی، شکسته نشوند، مدول ثانویه باید به صورت E_f V_f بیان شود. مقدار مدول ثانویه کمتر از بیان کننده ی شکسته شدن الیاف در مراحل اولیه ی تغییر شکل می باشد.
در نقطه ی خمیدگی، یک ترک زمینه ای عمود بر جهت اعمال بار تشکیل می شود و در زمینه ترک در بزرگترین شکاف زمینه، تشکیل می شود. به دلیل اینکه بارگذاری، در خارج از نقطه ی خمیدگی، افزایش می یابد، قطعات هر دو طرف ترک تحت بارگذاری، قرار می گیرد و ترک دوباره در بخش با بزرگترین شکاف، ایجاد می شود. این فرایند تا زمانی ادامه می یابد که قطعات زمینه، توانایی تحمل بار را نداشته باشند. تنشی که در آن، اولین ترک در زمینه تشکیل می شود، می تواند با دانستن کسر حجمی و مدول الاستیک اجزا، قطر فیبرها و طبیعت تنش های باقیمانده در کامپوزیت، تشخیص داده شود. مدل های بسیاری بر پایه ی مکانیزم های شکست متنوعی می توانند استحکام شکست زمینه را پیش بینی کنند.
استحکام کششی نهایی برای این کامپوزیت ها، بوسیله ی فیبر تعیین می شود. بنابراین، دانستن استحکام توده ای الیاف موجب می شود تا استحکام نهایی این کامپوزیت ها (σ_c) می تواند از معادله ی زیر تخمین زده شود:

که در اینجا، استحکام توده ی فیبر و کسر حجمی فیبر است. خواص کششی مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN ناهمساگرد می باشد یعنی در جهت الیاف، کامپوزیت قوی تر است اما در جهت خلاف الیاف، تقویت چند جهته مورد نیاز است اما تقویت چند جهته موجب کاهش خواص مکانیکی می شود، همانگونه که در نمودار تنش- کرنش مربوط به این کامپوزیت ها در شکل 2 مشاهده می شود. جدول 1 خواص مکانیکی مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN را به طور خلاصه نشان داده است.
کامپوزیت های SiC/RBSN دارای چندین مزیت نسبت به مونولیتیک هستند. خواص مربوط به استحکام کششی کامپوزیت های SiC/RBSN تقویت شده، به طور نسبی با حجم مورد بررسی در ارتباط است (شکل 3)؛ در حالی که استحکام نهایی مربوط به سرامیک های مونولیتیک با افزایش حجم، کاهش می یابد. به عبارت دیگر، استحکام مربوط به یک کامپوزیت تقویت شده با الیاف، به بزرگترین شکافی وابسته نیست که در طی تولید یا در طی آماده سازی نمونه تشکیل می شود، اما این استحکام به برهمکنش های پیچیده ای وابسته است که در میدان های تنش محلی اطراف شکاف ها، ایجاد می شوند. این استحکام همچنین به رشد این ترک ها در طی اعمال تنش های کلی، وابسته است. این بر این دلالت دارد که برای کاربردهایی که در آنها نیاز به وجود حجم های بزرگی از ماده است (مانند پره ها و روتورهای توربین)، استحکام مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN به گونه است که به شکاف حساس نمی باشد. همچنین مقاومت به ضربه آنها بهتر از تولید شده با روش پرس گرم است که به طور تجاری موجود می باشند.
تغییر در استحکام کششی با دما در هوا برای کامپوزیت های یک بعدی SiC/RBSN در شکل 4 نشان داده شده است. مدول الاستیک و استحکام در برابر ترک خوردن زمینه به طور اندکی با افزایش دما، افزایش می یابد اما استحکام نهایی در بین دمای 25 تا ثابت است. در خارج از این گستره ی دمایی، این استحکام کاهش می یابد. علت این کاهش به دلیل اکسیداسیون پوشش های کربنی موجود بر روی الیاف SiC و وجود اثرات خزشی است.

خواص گرمایی

انبساط حرارتی مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN عمدتاً تابعی از کسر حجمی اجزای تشکیل دهنده و جهت قرارگیری الیاف می باشد و این ضریب وابسته به تخلخل اجزا نیست. اندازه گیری مربوط به انبساط حرارتی خطی با دما در محیط نیتروژن برای کامپوزیت های SiC/RBSN یک بعدی در جهت الیاف و جهت عمود بر الیاف، نشاندهنده ی وجود آنیزوتروپی اندک در این قطعات است (شکل 5). این مسئله به خاطر وجود تفاوت های اندک در ضرایب انبساط الیاف SiC و زمینه ی RBSN ایجاد می شود. در جهت الیاف، انبساط خطی گرمایی بوسیله ی الیاف SiC کنترل می شود و در جهت عمود بر الیاف، این انبساط بوسیله ی زمینه ی RBSN کنترل می شود.
سیکل های گرمایی مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN در بین دماهای 25 تا در محیط نیتروژن، هیچ اثر قابل توجهی را در انبساط گرمایی خطی در حالت عمود و موازی فیبر را نشان نمی دهد اما این سیکل ها در نیتروژن، دارای تفاوت های قابل توجهی است (شکل 6). با استفاده از هر سیکل اضافی، یک افزایش بیشتر در طول نمونه مشاهده شده است اما نرخ افزایش در طول / سیکل، کاهش می یابد. بعد از سیکل سوم، نمودارهای انبساط حرارتی بدون هیچ پسماندی حاصل می شود.
از آنجایی که RBSN یک ماده ی متخلخل است و بیشتر تخلخل ها با همدیگر در تماس هستند، در تماس بودن این ماده با اکسیژن موجب رشد سیلیس بر روی سطوح هندسی و سطوحی حفرات می شود. به هر حال، دیواره ی حفره به سرعت اکسید می شود. این مسئله در طی تبدیل سیلیکون نیترید به سیلیس اتفاق می افتد. در طی سیکل های، لایه ی سیلیس سطحی به نظر ترک می خورد که علت این مسئله، کریستالیزاسیون و استحاله ی فازی ذکر شده است.
رشد سیلیس بر روی دیواره های حفرات و سطوح داخلی در افزایش طول کامپوزیت های SiC/RBSN مورد توجه قرار گرفته است.
اکسیداسیون داخلی مربوط به SiC/RBSN در بین دمای 800 تا شدید است و عمق مربوط به ناحیه ی تخریب اکسیدی مستقیماً با اندازه ی حفره در ارتباط است. در واقع اندازه ی کوچکتر حفره موجب می شود تا تخریب های مربوط به اکسیداسیون کاهش یابد. علاوه بر این، اکسیداسیون داخلی همچنین موجب ایجاد تنش های باقیمانده ای می شود که بر روی خواص استحکام SiC/RBSN اثرگذار است.
سیکل های گرمایی مربوط به SiC/RBSN در نیتروژن، هیچ اثری بر روی خواص مکانیکی نداشت اما در محیط اکسیژن، خواص کامپوزیت ها به دلیل اکسیداسیون داخلی و باد کردن قطعه، افت می کند (جدول 2).

رسانایی گرمایی

اثر دما بر روی رسانایی گرمایی محاسبه شده برای کامپوزیت های SiC/RBSN موازی و در جهت عمود بر فیبر، در شکل 7 نشان داده شده است. رسانایی گرمایی (K) از معادله ی زیر بدست می آید:

که در اینجا، گرمای ویژه، α نفوذپذیری گرمایی و ρ دانسیته ی ماده می باشد. گرمای ویژه، نفوذ پذیری گرمایی و دانسیته ی مربوط به ماده، مقادیر قابل اندازه گیری هستند.
رسانایی گرمایی موازی با الیاف، نسبت به رسانایی گرمایی عمود بر الیاف، بزرگتر است. رسانایی گرمایی عموماً با افزایش دما، کاهش می یابد. در جهت فیبر، هم فیبر SiC و هم زمینه ی RBSN در رسانایی گرمایی مشارکت دارد، در حالی که در جهت عمود بر فیبر، رسانایی گرمایی به طور قابل توجه بوسیله ی زمینه کنترل می شود. تفاوت قابل توجه در رسانایی گرمایی در جهت موازی و عمود، به دلیل شکاف مرزی میان الیاف SiC و زمینه ی RBSN می باشد.
ضریب انبساط حرارتی خطی، گرمای ویژه، نفوذ گرمایی، رسانایی گرمایی برای SiC/RBSN دوبعدی و یک بعدی در 4 دمای مختلف اندازه گیری گردید و این اطلاعات در جدول 3 و 4 آورده شده است. هم پیوند تضعیف شده میان الیاف SiC و زمینه ی RBSN و هم تخلخل ها در زمینه ی RBSN تحت تأثیر رسانایی گرمایی در این سیستم است.

مقاومت در برابر شوک حرارتی

قابلیت مقاومت در برابر تنش های گرمایی در طی احتراق، توقف و دمای عملیاتی، ایجاد می شود. تنش های گرمایی ایجاد شده، ممکن است موجب جدایش فیبر از زمینه و ایجاد میکروترک هایی می شود که موجب کاهش تدریجی استحکام و مدول یانگ و همچنین اتلاف احتمالی در یکپارچگی اجزا می شود. به هر حال، ارزیابی مقاومت در برابر تنش های گرمایی، یک وظیفه ی بسیار پیچیده است زیرا کارایی این قطعات به طور قابل توجهی نه تنها به خواص گرمایی و مکانیکی ماده وابسته است، بلکه همچنین بوسیله ی انتقال حرارت و فاکتورهای هندسی مانند ضریب انقال حرارت و اندازه ی اجزا، وابسته است. هیچ آزمون قابل اطمینانی برای ارزیابی مقاومت در برابر شوک حرارتی مواد وجود ندارد به جز آزمون ساب المنت (sub-elements) در محیط توربین. به هر حال، آزمون های کوئنچ کردن در آب و آزمون گرادیان گرمایی، برای ارزیابی کیفی کارایی شوک حرارتی مورد استفاده قرار می گیرد.
مقاومت در برابر شوک حرارتی کامپوزیت های SiC/RBSN تقویت شده، با استفاده از روش کوئنچ در آب مورد ارزیابی قرار می گیرد. خواص مربوط به استحکام خمشی (شکل 8) و کششی (شکل 9) مربوط به کامپوزیت های SiC/RBSN یک بعدی قبل و بعد از کوئنچ اندازه گیری می شود و با خواص خمشی مربوط به RBSN تقویت نشده، مقایسه می گردد.
وقتی در حالت کششی، آزمون انجام شود، کامپوزیت SiC/RBSN هیچ اتلافی در خواص کششی نشان نداده است اما تحت حالت خمشی، این کامپوزیت ها، بعد از کوئنچ در دمای بالاتر از 600 ℃، دچار اتلاف استحکام خمشی می شوند. اتلاف مربوط به رفتار استحکام خمشی برای RBSN تقویت نشده که تحت آزمون کوئنچ قرار داده شده است، مشابه با این کامپوزیت هاست اما برای RBSN تقویت نشده، اتلاف استحکام بعد از کوئنچ از دماهای بالاتر از 425 ℃، کمتر از اتلاف مشاهده شده برای این کامپوزیت هاست. اگر چه شوک حرارتی این کامپوزیت را تخریب می کند (احتمالا با تشکیل میکروترک در زمینه)، این پدیده موجب تخریب خواص کششی کامپوزیت نمی شود. این نتایج نشاندهنده ی این است که کامپوزیت های SiC/RBSN دارای مقاومت به شوک حرارتی بهتری نسبت به RBSN های تقویت نشده، هستند. و بنابراین، تافنس یا تلورانس ترک بهتری دارند.

پایداری محیطی

کامپوزیت های SiC/RBSN تا دمای به مدت 100 ساعت در محیط های خنثی مانند آرگون و نیتروژن پایدار هستند اما در محیط اکسیژن، اکسیژن، اکسیداسیون در دماهای پایین (400 ℃) انجام می شود. اثرات اکسیداسیون بر روی کامپوزیت های SiC/RBSN در شکل 10 نشان داده شده است. سه رژیم اکسیداسیون تشخیص داده شده است: اکسیداسیون سطح مشترک فیبر/ زمینه، اکسیداسیون متخلخل و تخریب ذاتی استحکام در الیاف SiC . در دماهای پایین (بین 400 تا 800 ℃)، که اکسیداسیون متخلخل از لحاظ کینتیکی مساعد نیست، اکسیژن می تواند از طریق زمینه ی متخلخل نفوذ کرده و موجب اکسید شدن پوشش کربنی در سطح مشترک زمینه/ فیبر می شود. این واکنش موجب جدا شدن فیبر از زمینه می شود و این مسئله موجب اتلاف انتقال بار و افت استحکام می شود. در گستره ی دمایی بین 800 تا ، که اکسیداسیون داخلی متخلخل، متداول است، هر دو واکنش تشکیل سیلیس در حفرات و اکسیداسیون سطح مشترک فیبر/ زمینه، موجب تشکیل سیلیس متراکم بر روی سطح کامپوزیت می شود که این مسئله موجب کاهش نفوذپذیری اکسیژن از میان زمینه، می شود. به هر حال، ناپایداری مربوط به پوشش سطحی فیبر و احتمال تخریب فیبر هنوز منجر به اتلاف در استحکام کامپوزیت می شود.