کامپوزیت های SiC/SiC برای دمای 1200℃ و دماهای بالاتر (1)

چکیده

جایگزینی موفقیت آمیز آلیاژهای فلزی بوسیله ی کامپوزیت های زمینه سرامیکی (CMC) در اجزای دما بالای موتورها، نیازمند توسعه ی مواد ساختاری و فریندهایی خواهد بود که بتوانند سیستم های CMC با ظرفیت حرارتی بالا تولید کرد. این CMC ها باید دارای خواص ترموساختاری کلیدی داشته باشد که این خاصیت در دراز مدت باید حفظ گردد. این مقاله، برخی اطلاعات در مورد فرآوری و خواص 5 سیستم کامپوزیتی زمینه ی SiC تقویت شده با الیاف SiC را که اخیراً بوسیله ی ناسا تولید شده اند را مورد بررسی قرار داده است. این کامپوزیت ها توانایی کار تحت بارگذاری های مکانیکی و شرایط اکسیداسیون را برای زمان هایی بیش از صد ساعت در دماهای 1204، 1315 و 1427℃ را دارد. این دماها خارج از ظرفیت تحمل فلزات متداول می باشد. این قابلیت پیشرفته ی با استفاده از فرآیندهای توسعه ای پیشرفته در NASA ایجاد شده است که در واقع با استفاده از این فرایندها، می تواند بهبود قابل توجهی در رفتار خزش- گسست، مقاومت محیطی الیاف SiC و رسانایی گرمایی ایجاد کرد. همچنین این فرایندها، موجب بهبود مقاومت به خزش و افزایش پایداری حرارتی ذاتی زمینه ی SiC نیز می گردد.

مقدمه

به عنوان مواد ساختاری برای استفاده در اجزای دما بالا در موتورهای پیشرفته، کامپوزیت های زمینه ی سرامیکی تقویت شده با الیاف (CMC) ، تنوعی از مزیت ها را نسبت به آلیاژهای فلزی متداول در دماهای کاری در حدود 1100℃ دارای می باشند. این مزیت ها در اصل بر اساس این قابلیت CMC ها ایجاد شده است که این CMC ها قادرند تا ظرفیت دمایی بالاتردانسیته ی پایین تر، تافنس قابل توجه برای مقاومت در برابر تخریب و جلوگیری از شکسته شدن های مصیبت بار، از خود نشان دهند. این خواص باید در حقیقت منجر به مزیت های قابل توجهی برای موتورهای پیشرفته شوند. مثلاً کاهش میزان مورد نیاز برای سرد کردن، کاهش میزان انتشار گازهای آلاینده، عمر سرویس دهی بالاتر، و اطمینان بیشتر. به هر حال، استفاده ی موفقیت آمیز از CMC ها به طور قابل توجهی به طراحی و فرآوری ریزساختار CMC ها وابسته است به نحوی که آنها را می تواند سیستم CMC ایجاد کنند که دارای خواص ساختاری کلیدی می باشد. اهداف این مقاله، در ابتدا ارائه ی بحثهای عمومی در مورد الزامات این خواص برای استفاده در اجزای دما بالای موتورها می باشد و سپس، نشان دادن این مسئله که در سال های اخیر، مواد و فرآوری اجزای CMC پیشرفته که بوسیله ی NASA انجام شده است، موجب شده است تا سیستم کامپوزیتی SiC/ SiC بتوانند ظرفیت دمایی را از 1200 درجه به بیش از 1400 ℃ برسانند.

کاربردها

بیشتر پیشرفت های اولیه در زمینه ی شناسایی مواد ساختاری مناسب از جنس CMC ها و فرآوری آنها و اصلاح ریزساختار این مواد به منظور بهبود خواص آنها، تحت نظر برنامه ی تولید و توسعه ی مواد پیشرانه ی NASA (EPM) انجام شده است. این برنامه از جمله اهداف اولیه در زمینه ی توسعه ی آسترهای مناسب برای استفاده در محفظه های احتراق پیشرفته از جنس CMC بوده است. یکی دیگر از اهداف توسعه این مواد، حصول سرعت بالای حمل و نقل (HSCT) می باشد. این پیشرفت ها حول توسعه ی سیستم های CMC تشکیل شده از SiC/ SiC می باشد که بسیاری از نیازهای عمومی- کاربردی آستر محفظه های احتراق را تأمین می کند. این نیازمندی ها برای استفاده ی این اجزا در زمان های طولانی و دماهای بالاتر از℃ 1200 می باشد. در سال 1999، برنامه ی EPM ناسا به دلیل کنسل شدن تحقیقات HSCT، به پایان رسید. در نتیجه، برنامه ی ساخت موتورهای جدید با بازده بالا (UEET)، شروع به تحقیق در مورد تکنولوژی های پیشرفته ای شد که در واقع در بسیاری از سیستم های مهندسی غیر نظامی با انتشار پایین، کاربرد داشت. برنامه ی EPM ناسا موجب ساخت کامپوزیت های SiC/SiC با دمای ℃ 1315 گردید که به طور بالقوه امکان استفاده در ساخت اجزای گرم تر مانند پره های توربین وردی را داشت. و برای اجزای مورد استفاده در بخش های گرم، موتورهای نیروی محرکه ی فضایی، برنامه ی توسعه ی نسل جدید ناسا (NGLT) هم اکنون در حال توسعه ی سیستم های SiC/ SiC با ظرفیت دمایی بالاتر می باشد. در واقع هم اکنون، منبع حرارتی اولیه احتراق اکسیدی سوخت هیدروژنی است نه سوخت جت.
به دلیل اینکه الزامات مقداری مربوط به اجزای مختلف خاص هر موتور است و اغلب اجزای موتور، اجزایی بسیار حساس می باشند، هدف عمومی از کلیه ی این برنامه های انجام شده در ناسا، توسعه ی سیستم های CMC است که بالاترین دمای هدف را برای صدها ساعت تحمل می کنند. این در حالی است که این اجزا باید توانایی تحمل دماهای بالاتر را داشته باشند، خواص کلیدی ترموساختاری خوبی داشته باشند و بتوانند الزامات مربوط به اجزای بخش گرم این موتورها را ارضا کند. برای انجام این هدف، فاکتورهای بسیاری باید در داخل ریزساختار CMC ها بهینه گردد. این فاکتورها شامل نوع فیبر، آرایش فیبر، پوشش دهی فیبر و ترکیب زمینه می باشد. به منظور تسهیل این فرایند، ناسا یک لیست کوتاه در مورد خواص مورد نیاز برای CMC های دما بالا، ارائه کرده است. این مواد در جدول 1 آورده شده اند. این جدول همچنین نشاندهنده ی اهمیت فنی هر کدام از این اهداف برای استفاده در اجزای CMC دما بالا می باشد. این اهداف به طور خاص برای آدرس دهی موضوعات کاربردی کلیدی در زمینه ی کامپوزیت های SiC/ SiC، مطرح شده اند.
بنابراین، برای مثال، این مهم است که سیستم CMC تنش های اعمال شده در تمام دماهای سرویس دهی، تحمل کند. این مسئله برای طراحی بر اساس رفتارهای مکانیک الاستیکی و برای طول عمر اجزا مهم می باشند زیرا PLS به طور قابل توجهی با استحکام ترک خوردن زمینه، در ارتباط است. بنابراین، مقادیر PLS بالا به اجزا اجازه می دهد تا هم تحمل مکانیکی، هم گرمایی و هم تحمل قابل توجهی در برابر تنش های کششی داشته باشد، بدون اینکه ترک بخورد. به هر حال، ترکیبی از تنش های غیر منتظره ی بالاتر، ممکن است در طی سرویس دهی اجزا ایجاد شود که این مسئله موجب پدید آمدن ترک های محلی می گردد و بدین وسیله، موجب شکست فوری CMC ها می شود اگر، الیاف به اندازه ی کافی قوی نباشند که بتوانند تنش های کل وارد شده بر CMC ها را تحمل کنند. علاوه بر این، بعد از ترک خوردن زمینه، شکست CMC می تواند در دوره های زمانی کوتاه تر اتفاق افتد اگر پوشش های بین فازی و الیاف، در محیط استفاده، تخریب شوند. در واقع با ترک خورد زمینه، این پوشش ها و الیاف تحت تأثیر عوامل محیطی قرار می گیرند. برای اجزای تولید شده از SiC/ SiC، این ترک ها می تواند به طور خاص در دماهای متوسط ( دماهایی در حدود ℃800) مشکل آفرین باشند. در این دماها، اکسیژن موجود در گازهای حاصل شده از احتراق، می توانند به الیاف نفوذ کنند و موجب شکسته شدن آنها شوند. اکسیژن در ابتدا به الیاف SiC حمله می کند. این حمله موجب تشکیل لایه ی سیلیس بر روی این الیاف می شود که این لایه ی سیلیس نیز در طی فرایند تخریب می گردد. در این حالت، الیافی که در تماس با هم هستند، به همدیگر می چسبند و همچنین گاهاً الیاف به زمینه، می چسبند. حتی یک مقدار اندک از این پیوندها می تواند موجب حذف قابلیت هر فیبر برای انجام عملکرد منفرد می شود. نتیجه ی تعیین کننده ی این است که اگر یک فیبر باید بشکند، این چسبیدگی موجب می شود تا سایر الیاف نیز بشکنند و از این رو، شکست یا گسستگی در فیبر در تنش های پایین تر و زمان های کوتاه تری، رخ می دهد.
همچنین همانگونه که در جدول 1 نشان داده شده است، این فاکتورهای ساختاری کلیدی که تئوری و تجربه برای CMC ها برشمرده است، المان های اولیه ای برای کنترل خواص مختلف این مواد هستند و تست های آزمایشگاهی، به طور نمونه وار در ناسا مورد استفاده قرار گرفته است و بوسیله ی آین آزمون ها، ظرفیت های مختلف CMC ها برای حصول این هدف، مورد ارزیابی قرار گرفته است. به طور عمومی، این آزمون ها، معمولاً بر روی نمونه هایی انجام شده است که از صفحات مسطح نازکی تشکیل شده است که از فروشندگان تجاری، خریداری شده است. هدف اولیه س ناسا، انجام آزمون های جامع نبوده است و در داقع تنها از نتایج آزمون استفاده کرده است تا بدین صورت جهت گیری های مناسب برای سیستم های CMC پیشرفته حاصل گردد. به عنوان یک نتیجه، دیتابیس های مربوط به این خواص که در اینجا برای انواع مختلف سیستم های CMC، بیان شده است، ضرورتاً محدود هستند. این فرض شده است که با بررسی داده های مربوط به خواص در سطح اولیه، طراحان موتور، قادر خواهند بود تا سیستم های CMC ی را انتخاب کنند که الزامات مربوط به کارایی این اجزا را ارضا کنند.
اگر چه در اینجا مجال بری بحث نیست، ناسا همچنین نشان داده است که پوشش های سد محیطی (EBC) نیاز دارند تا بر روی سطوح گرم اجزای بر پایه ی سیلیسیم (SiC، 〖Si〗_3 N_4، SiC/SiC) اعمال گردند تا بدین صورت، عمر مفید اجزای دما بالا، افزایش یابد. تحت شرایط اکسیداسیون تر، سیلیس رشد داده شده بر روی سطح CMC ها با آب واکنش می دهد و گونه های فرار تشکیل دهد. این مسئله موجب می شود تا کینتیک اکسیداسیون این اجزا تغییر کنند و موجب تسریع عمل خردایش این اجزا گردد. برای مثال، در هنگام احتراق مواد با غلظت پایین (گازهای با فسار 10 atm و با سرعت 90 m/sec)، مواد سیلیکون کاربیدی، بعد از 1000 ساعت کار در دمای 2200 F (℃ 1204)، خواص مواد افت پیدا می کند.

فرآوری

جدول 2 برخی از مواد ساختاری کلیدی و داده های فرایندی مربوط به 5 سیستم CMC تقویت شده با SiC را که اخیراً بوسیله ی NASA تولید شده است، را بیان کرده است. برای راحتی، این سیستم بوسیله ی ناسا با پیشوندهای N نامیده می شود. بعد از این نام، ماکزیمم ظرفیت دما بر حسب فارنهایت بیان شده است (البته با حذف بخش اولیه). همچنین در جدول 2 فرانید های مختلف مربوط به تولید هر سیستم CMC آورده شده است. به هر حال، این مسئله باید تذکر داده شود که این مراحل همچنین در سازمان های دیگر نیز انجام شده است.
روش های فرآوری اساسی انتخاب شده برای این 5 سیستم CMC و کارایی انها، در جدول 1 آورده شده است. این رویه به طور شماتیک در شکل 1 نشان داده شده است.
همانگونه که نشان داده شده است:
1) انتخاب الیاف SiC با استحکام بالا و قطر کوچک که به صورت تجاری و پیچیده شده بر روی دوک، وجود دارد.
2) ساختارهای بافته ای تشکیل شدده از الیاف SiC
3) استفاده از روش های متداول نفوذ تبخیر شیمیایی (CVI) برای رسوب دهی پوشش های بین سطحی جلوگیری کننده از رشد ترک بر روی سطح فیبر.
4) پوشش دهی مجدد پوشش های سطح مشترک با زمینه ی SiC و از طریق روش CVI در ضخامت های مشخص، وزن مناسب یا حجم معین.
علاوه بر محافظت محیطی پوشش های سطح مشترک، عملکرد زمینه ی SiC که با روش CVI تولید می گردد، عبارتست از ایجاد مقاومت در برابر خزش و رسانایی گرمایی اجزای تشکیل دهنده ی CMC می باشد. به هر حال، رسوب دهی این زمینه به طور کامل انجام نمی شود و حفرات در میان بافت الیاف، ایجاد می شود و از این رو، اجازه ی مشارکت ماکزیمم زمینه در رسانایی گرمایی سیستم کامپوزیت، ایجاد نمی شود. بسته به دمای ماکزیمم استفاده از CMC، تخلخل های باز باقیمانده در زمینه ی SiC تولید شده با روش CVI با مواد پایه ی سرامیکی یا پایه فلزی، پر می شوند. اگر چه مواد پرکننده در زمینه ی SiC هیبریدی، منجر به پدید آمدن عملکردهای مختلفی می شوند، ترکیب و میزان این پرکننده به طور نمونه وار بر روی حصول رسانایی گرمایی بالا در CMC و کاهش میزان تخلخل های این زمینه، اثر دارد.
عموماً رویه ی فرایندی پایه که در شکل 1مشاهده می شود، یک مقدار قابل توجه از انعطاف پذیری را نشان می دهد مخصوصاً در زمینه ی 4 مرحله ی کلیدی انتخاب:
1) نوع فیبر SiC
2) ترکیب پوشش بین سطحی
3) باقیماندن تخلخل باز در داخل زمینه ی CVI SiC
4) روش های نفوذی برای پر کردن این تخلخل ها و تشکیل زمینه ی هیبریدی
همانگونه که در زیر بحث شد، این انعطاف پذیری در حقیقت برای بهینه سازی ریزساختار سیستم های CMC مورد نیاز است و بدین صورت ظرفیت دمایی و خواص ترموساختاری بهبود می یابد. یکی دیگر از مزیت های این فرایند این است که از این فرایند می توان در ساخت هرگونه ساختارهای بافت دو بعدی و سه بعدی استفاده کرد که مخصوصاً برای تولید اجزای CMC با شکل پیچیده، مناسب می باشد. علاوه بر این، این روش می تواند بوسیله ی تولیدکنندگان کنونی CMC ها که قادر به تولید فازهای میانی و زمینه ی SiC با استفاده از CVI هستند، تولید شوند.

سیستم N22 CMC

در طی توسعه ی سیستم N22 CMC در سال 1997، تنها الیاف سرامیکی با قطر کوچک که دارای ظرفیت دمایی بالا بود، الیاف سیلیسیم کاربید با نام تجاری Sylramic ( تولید شده بوسیله ی Dow Corning) و الیاف سیلیسیم کاربید Hi-Nicalon غنی از کربن بود. به هر حال، در مقایسه با الیاف Sylramic، عدم استوکیومتری، دمای فرایندی پایین و سطح غنی از کربن الیاف Hi-Nicalon منجر به کاهش رسانایی گرمایی، پایداری گرمایی، مقاومت به خزش و دوام محیطی می شود. بنابراین، فیبر انتخاب شده برای سیستم N22 الیاف سیلیسیم کاربید Sylramic بود که دیگر بوسیله ی شرکت Dow Corning تولید نمی شود اما این الیاف بوسیله ی شرکت ATK COI تولید می گردد. این الیاف بوسیله ی روشش پلیمری تولید می شود. در این روش، الیاف پیش ماده ی پلیمری بر اساس پلی کربوسیلان به صورت رشته های چند فیبری تنیده می شوند و سپس تحت عمل آوری قرار می گیرند. در این عمل آوری، فرایند پیرولیز و زینتر در دماهای بالا (بالاتر از ℃ 1700) با استفاده از کمک زینتر بوردار، انجام می شود. فرایند زینترینگ منجر به ایجاد یک فیبر با دانسیته ی بالا، تهی از اکسیژن، نزدیک به ترکیب استوکیومتری و شامل 1 و 3 % وزنی بور و TiB_2 می شود. برای بهبود قابلیت دستکاری و قابلیت بافت، تافته های Sylramic بوسیله ی شرکت Dow Corning ، با استفاده از آهارزنی در مشتقات پلیمری، فرآوری می شدند. این آهارها موجب کاهش اصطکاک میان الیاف می شود. این فرایند گسترشی برروی الیاف، به طور نمونه وار منجر به بهبود خواص ترموساختاری CMC (مانند مدول الاستیک، استحکام کششی نهایی (UTS) و استحکام گسستگی در دماهای متوسط و بالا می گردد.
برای ترکیب پوشش سطح میانی، BN دوپ شده با سیلیکون که از طریق فرایند CVI تولید شده است، انتخاب شده بود زیرا BN نه تنها دارای توانایی منحرف کردن ترک زمینه می باشد، بلکه همچنین به دلیل مقاومت به اکسیداسیون آن بیشتر از پوشش های بر پایه ی کربن می باشد. وقتی این ماده با سیلیکون دوپ شود، اندکی از این خواص کاهش می یابد اما مقاومت در برابر رطوبت این ماده بهبود می یابد. این مزیت در هنگام انتقال از رآکتور CVI به رآکتور تولید زمینه ی CVI SiC مفید می باشد. زیرا در طی انتقال، وجود رطوبت، مسئله ساز می باشد.
برای سیستم N22 CMC، تخلخل های باز باقیمانده در زمینه ی CVI SiC با استفاده از ذرات SiC یا دوغاب این ماده، پر می شوند. ماده ی نهایی، یک کامپوزیت با 2 % تخلخل بسته در داخل طناب های فیبری است و میزان تخلخل ها در میان این طناب ها تقریباً صفر می باشد. سیستم کامپوزیت نهایی به طور نمونه وار یک رسانایی گرمایی دوبرابری نسبت به سیستم های کامپوزیت CVI SiC از خود نشان می دهند. همچنین این کامپوزیت ها نیازمند یک پوشش ضد اکسیداسیون هستند که بتواند تخلخل های باز را ببندد. کاهش تخلخل زمینه ی هیبریدی همچنین موجب افزایش مدول الاستیک N22 CMC می گردد که این مسئله در حقیقت به دلیل تنش حدی متناسب، ایجاد می شود. به هر حال، از آنجایی که فیلرهای دارای مقادیری سیلیکون هستند، مدول به میزان قابل توجهی افزایش نمی یابد.

سیستم N24-A CMC

وقتی داده های مربوط به خواص برای سیستم N22 CMC با استفاده از تئوری کامپوزیت ها و آنالیز ریزساختاری مورد تجزیه و تحلیل قرار گیرند، موضوعات خاصی در مورد الیاف، پوشش بین فازی و زمینه، شناسایی شده اند که نشاندهنده ی این است که تغییرات بیشتری باید بر روی سیستم های CMC اعمال شود تا بدین صورت بتوان این اجزا را در دمای ℃ 1315 مورد استفاده قرار داد. برای مثال، علارغم خواص بهبود یافته در مقایسه با انواع مختلف الیاف سرامیکی، موضوعات مربوط به فاکتورهای خاصی در حالت بالک ایجاد می شود. از این مهم تر، بور اضافی در الیاف به طور نمونه وار در مرزدانه های مربوط به دانه های فیبری جمع می شوند و بنابراین، موجب بهینه سازی مقاومت به خزش، مقاومت به گسستگی و رسانایی گرمایی مربوط به اندازه ی دانه می شوند. همچنین در حضور محیط های حاوی اکسیژن در طی فرایند تولید، بور بر روی سطح الیاف می تواند شیشه های بر پایه ی سیلیس تولید کند و این مسئله منجر به ایجاد پیوند بین ذرات می شود. این مسئله در نهایت موجب کاهش استحکام کششی نهایی، می شود. این برهمکنش مکانیکی همچنین با زبری سطحی الیاف Sylramic ترکیب می شود و در نهایت موجب افزایش دمای تولید این الیاف می شود. علاوه بر این، اگر چه آهارزنی می تواند موجب کاهش زبری سطحی شود، در طی فرایند رسوبدهی پوشش سطحی BN ، این آهار تجزیه شده و موجب تشکیل زغال چوب غنی از کربن می شود که این زغال در پوشش BN به دام می افتد. این فهمیده شده است که این لایه ی کربنی پیوسته که در تا سطح کامپوزیت گسترش یافته است، تحت جریان گازهای حاصل از احتراق می باشند و از این رو، این رویه موجب می شود تا اکسیژن به داخل ساختار وارد شود؛ لایه ی کربنی در سیستم تبخیر می شود و الیاف به دلیل وجود لایه ی سیلیس در سطح آنها، به هم می چسبند.
برای سیستم N24-A، این موضوعات در مورد الیاف Sylramic نیز صدق می کند و استفاده از آهار موجب نوع B موجب می شود تا میزان زغال تولیدی در طی تجزیه ی این آهار، کاهش یابد. علاوه بر این، NASA یک عملیات حرارتی در یک محیط با کنترل نیتروژن، توسعه داده است که این کار موجب می شود تا بور موجود در الیاف Sylramic از الیاف به خارج نفوذ کند و یک لایه ی نازک درجا از جنس BN بر روی سطح الیاف تشکیل شود.
حذف بور از الیاف، موجب می شود تا مقاومت به خزش الیاف، مقاومت به گسستگی و مقاومت به اکسیداسیون فیبر، بهبود یابد در حالی که BN درجا یک لایه ی بافر ایجاد می کند که دارای مقاومت در حملات شیمیایی قابل توجهی دارد و همچنین با استفاده از این لایه، برهمکنش های مکانیکی میان الیاف در تماس، کاهش می یابد. تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) در شکل 2 نشاندهنده ی این است که این مکانیزم آخر در حقیقت، یک دغدغه ی کلیدی برای الیاف Sylramic مورد استفاده در سیستم N22 CMC هستند. علت این مسئله این است که تشکیل پارچه از طناب ها به طور نمونه وار موجب تماس مستقیم میان الیاف همسایه می شود. به هر حال، همانگونه که در شکل 2 نشان داده شده است، این مسئله در مورد الیاف Sylramic-iBN موجود در سیستم N24-A، کمتر نمود دارد. در این سیستم، تماس مستقیم میان الیاف SiC نمی تواند مشاهده گردد. همانگونه که در بخش خواص مشاهده گردید، وجود لایه ی نازک از BN به سیستم N24-A CMC اجازه می دهد تا رفتار بهبود یافته ای داشته باشد. بنابراین، استفاده از الیاف SiC با کارایی بهبود یافته، یکی دیگر از مزیت های مربوط به عملیات حرارتی الیاف NASA، تشکیل یک پوشش BN درجا می باشد که موجب بهبود خواص الیاف می گردد. این مسئله بر روی ساختار CMC نیز اثر دارد.

سیستم N24-B CMC

با توسعه ی الیاف Sylramic-iBN SiC با کارایی بالا، سیستم N24-A بهبودهایی را دارا می باشد مخصوصاً تمام خواص جدول 1. از جمله موارد مهم مربوط به قابلیت اطمینان CMC بهبود یافته، بهبود در دوام این CMC در دماهای متوسط می باشد. این کار بواسطه ی حذف زغال کربنی از آهار A و ایجاد لایه ی سطحی درجای BN میان الیاف SiC در تماس با هم، ایجاد می شود. همانگونه که در شکل 2b مشاهده می شود، رشد درجای لایه ی BN موجب می شود تا فرایند چسبیدن الیاف SiC به همدیگر، به تأخیر افتد. این کار با استفاده از ایجاد یک سد فیزیکی مقاوم در برابر اکسیداسیون در بین الیاف، انجام می شود. این مسئله در حین برخورد الیاف با اکسیژن در طی فرایند تولید و یا در طی ترک خوردن زمینه، یاری کننده است.
یکی دیگر از روش های توسعه یافته بوسیله ی NASA که موجب بهبود دوام CMC می شود، بر اساس نسل جدید سیستم های CMC (یعنی N24-B) می باشند. این روش، که اغلب به آن " از بین رفتن اتصال خارجی" نامیده می شود، به پوشش فاز داخلی BN دوپ شده با Si، اجازه می دهد تا در طی ترک خوردن زمینه، الیاف خود را حفظ کنند و از این رو، از این الیاف در برابر محیط زیست، محافظت می گردد. این کار در یک رویه ی مناسب و با ایجاد تطابق شرایط فرایندی در طی تولید کامپوزیت، انجام می شود. بر این اساس، این فرض شده است که پوشش بین فازی CVI BN از زمینه اتصال خود را از دست بدهند. این کار در طی فرایند تولید انجام می شود. حتی اگر پوشش بین فازی به فیبر متصل گردد، و از زمینه جدا باشد، انتقال بار میان الیاف و زمینه، هنوز به دلیل ساختار با شکل پیچیده ی فیبر، حفظ می گردد و بدین صورت به فاز میانی اجازه داده می شود تا به صورت مکانیکی و در حین اعمال تنش بر روی زمینه، بلغزد. شکل 3a و 3b به ترتیب سطوح شکست نمونه وار مربوط به N24-A CMC را با حالت " از بین رفتن اتصال داخلی" پوشش فاز میانی BN را نشان مید هد. در این حالت، N24-B دارای حالت " از بین رفتن اتصال خارجی" است. در مقایسه با جنبه ی چندلایه ای مربوط به پوشش های بین فازی، رویه ی از بین رفتن پیوند خارجی از تولید کامپوزیت ها و ساختارهای فاز داخلی پیچیده، جلوگیری می کند و در زمینه ی انحراف ترک های زمینه ای، بر روی شرایط ریزساختاری موجود در خارج از فاز میانی، وابسته نمی باشد. در واقع این روش، یک رویه ی قابل اطمینان تر برای حفاظت از فاز میانی، ایجاد می کند. علاوه بر این، این روش همچنین موجب کاهش مدول الاستیک CMC می شود و کرنش شکست نهایی مربوط به CMC را افزایش می دهد که این مسئله می تواند منفعت ایجاد کند و موجب کاهش تنش های گرمایی در داخل CMC ها شود و دوام در برابر خسارت، را افزایش می دهد. بنابراین، سیستم N24-B CMC از لحاظ محیطی دوام بیشتری دارد و بیشتر در برابر خسارت مقاوم است و همچنین در برابر گرادیان های گرمایی نسبت به سیستم N24-A مقاوم تر است. به هر حال، به عنوان نتیجه ای از " از بین رفتن اتصال خارجی" است و بدین صورت سیستم N24-B میزان رسانایی گرمایی اندکی کمتر نسبت به رسانایی گرمایی N24-A دارد.

سیستم N24-C CMC

علاوه بر بهبود الیاف و پوشش بین فازی برای سیستم N24، NASA همچنین در جستجوی مینیمم کردن محدودیت های مربوط به خواص زمینه ی CVI SiC می باشد. این محدودیت های مربوط به زمینه، در ارتباط با این حقیقت است که برای بهترین نفوذ در بافت نخ های تابیده شده، فرایند رسوب دهی زمینه ی CVI SiC به طور نمونه وار در دماهای زیر 1100 ℃، انجام می شود. این دما، زیر دمای کاربردی سیستم های CMC است و این مسئله دارای مزیت های عملی قابل توجهی است. تحت این شرایط کاری، اگر چه زمینه ی SiC نسبتاً پر دانسیته است، ریزساختار آن شامل عیوب اتمی شبه پایدار است و غیر استوکیومتری است. این بخش ها به عنوان پراکنده سازهای فونونی عمل می کنند و موجب بهبود خزش زمینه می شود. این کار با استفاده از لغزش مرزدانه ها انجام می شود و بنابراین، به زمینه و CMC اجازه می دهد تا رسانایی گرمایی کمتری نسبت به حالت بهینه داشته باشند و بنابراین، موجب بهبود خواص خزشی ماده می گردد. NASA این مسئله را مشخص نموده است که استفاده از عملیات های حرارتی در بالاتر از دمای ℃ 1600 بر روی قطعات CVI SiC و پیش از مراحل فریندی N24 موجب می شود تا عیوب فرایندی این قطعات از بین روند و بدین وسیله، سیستم N24-C CMC با مقاومت به خزش قابل توجه و رسانایی گرمایی مناسب، ایجاد می شود. برای ماکزیمم کردن این خوص و افزایش عمر مفید CMC ها، میزان CVI SiC در N24-C نسبت به چیزی که در سیستم های N24-A و N24-B استفاده شده است، افزایش می یابد اما تنها نکته جلوگیری از به دام افتادن مقادیر قابل توجهی تخلخل می باشد. N24-C سپس به صورت گرمایی در آرگون عمل آوری می شود و تخلخل های باقیمانده بوسیله ی مذاب سیلیکون پر می شود. همانگونه که در جدول 2 نشان داده شده است، افزایش در میزان CVI SiC برای سیستم N24-C CMC همچنین موجب حذف مرحله ی نفوذ دوغابی می شود و موجب کاهش هزینه های تولید می شود.
همانگونه که در شکل 4 نشان داده شده است، الیاف Sylramic-iBN تنها الیاف SiC با استحکام بالا می باشد که اجازه ی کار با مقادیر CVI SiC پایین را می دهد. بررسی های گرمایی نشان داد که قراردادن نمونه در دمای بالاتر از ℃ 1600 هیچ اتلافی در استحکام نهایی این الیاف ایجاد نمی کند. برای سایر الیاف در شکل 4، بخشی از اتلاف استحکام آنها می تواند به صورت ذاتی بوسیله ی بهینه سازی ریزساختار یا کاهش دماهای تولید، کاهش یابد. به هر حال، در مقادیر بالاتر CVI SiC مورد استفاده برای سیستم N24-C CMC، در معرض حرارت قرار گرفتن، موجب می شود تا استحکام CMC ها کاهش یابد. این اتلاف تا 30 % نیز می ر سد. این اثر احتمالاً به دلیل افزایش در سیلیکون اضافی و افزایش میزان CVI SiC است و بنابراین، احتمال بیشتری وجود دارد که سیلیکون موجود در الیاف Sylramic- iBN از طریق حمله ی درجای لایه ی BN، تحت تأثیر قرار گیرد. علاوه بر این، در طی عملیات حرارتی دما بالا، پوشش بین فازی BN که در زیر دمای ℃ 1000 رسوب دهی شده اند، متراکم شوند و در میان فیبر و زمینه، منقبض گردد. این مسئله در حقیقت موجب می شود تا اتصال خارجی پوشش بین فازی BN از زمینه، جدا گردد. این مسئله موجب کاهش مدول CMC های نهایی می شود. بنابراین، سیستم N24-C CMC مقاومت بیشتری در برابر خزش دارد و ذاتاً پایداری بیشتر دارد. این سیستم ها همچنین رسانایی گرمایی بیشتری نسبت به سیستم N24-B دارند اما میزان استحکام نهایی آنها، پایین تر است.
استفاده از مطالب این مقاله با ذکر منبع راسخون بلامانع می باشد.