带有SiC涂层的C/C复合材料的氧化行为

采用包埋法在C/C复合材料表面制备了SiC高温防氧化涂层。利用SEM和XRD等方法对涂层的微观形貌和晶相组成进行了观察与分析,并对带涂层试样在室温~1 500℃范围内的氧化行为进行了研究。结果表明,涂层主要由β-SiC和少量的游离Si组成,涂层表面有裂纹存在,涂层与C/C复合材料基体结合良好,呈现犬牙状结合。在室温~1 500℃之间,带SiC涂层C/C复合材料的氧化行为可分为4个阶段,涂层在高温区具有较好的防氧化性能。     

薄界面3DC/SiC复合材料的热震损伤机制

为了研究薄界面3D C/SiC复合材料的热震行为,利用高频加热器在氩气保护环境中进行了700～1200℃的热震试验,然后基于热震试验后复合材料微结构变化和剩余强度变化,结合热应力的计算,确定了薄界面3D C/SiC复合材料的热震损伤机制.研究发现,在700～1200 ℃之间热震时,薄界面3D C/SiC复合材料会发生基体开裂和界面脱粘.基体开裂与裂纹扩展导致复合材料强度降低,界面脱粘导致复合材料强度提高.薄界面3D C/SiC复合材料的基体裂纹在热震50次左右达到饱和,裂纹饱和前,强度逐渐降低;裂纹饱和后,强度逐渐提高.     

CVD-SiC涂层封孔处理后C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀行为

为提高聚合物浸渍裂解法制备的C/C-ZrC-SiC复合材料的抗烧蚀性能,采用化学气相沉积(CVD)技术对材料进行了SiC涂层表面封孔处理,并考察材料在氧乙炔环境中的烧蚀行为,明确CVD-SiC涂层对材料的抗烧蚀性能的作用。研究结果表明,CVD-SiC涂层封孔处理后材料表现出优异的抗烧蚀性能,烧蚀240 s后,其线烧蚀率仅为0.94×10-3mm/s,较无涂层材料的降低了39.4%。在烧蚀过程中,中心区域涂层及基体材料的演变过程如下:SiO_2膜包覆ZrO_2结构的形成→SiO_2膜失效→基体中Zr C和SiC的氧化→ZrO_2致密保护层的形成。SiC涂层对材料烧蚀性能的贡献主要体现在以下两方面:烧蚀中心区域的SiC涂层被氧化成SiO_2,其蒸发带走大量的热流,降低了材料的烧蚀温度;此外,SiC涂层的存在有效减少了材料内部的氧化及裂纹的形成。     

氧化硼含量对C/C复合材料SiC涂层结构和抗氧化性能的影响

为了改善涂层和C/C复合材料之间热膨胀系数不匹配的问题,提高涂层在高温下保护C/C复合材料的能力,以氧化硼为添加剂制备了具有楔状结构的C/C复合材料SiC抗氧化涂层,研究了摩尔百分含量分别为0%、2%、5%和10%的氧化硼对SiC涂层组织、结构和抗氧化性能的影响.SEM、XRD及抗氧化实验的测试结果表明,随着氧化硼含量的增加,SiC涂层的厚度和致密度依次增加;涂层中的氧化硼可促使涂层物料充分渗入C/C复合材料基体内;1 500 ℃空气介质氧化试验结果显示,涂层中氧化硼含量为2%的C/C复合材料在氧化5 h后增重0.32%,具有较好的抗氧化性能.     

化学气相反应法在C/C复合材料抗氧化处理中的应用

通过把硅蒸气渗入预制体孔隙与碳直接反应生成SiC的化学气相反应(CVR)方法,提高初始密度和预制体结构均不同的C／C复合材料的抗氧化能力,研究了C／C复合材料的密度变化与微观结构,并对其进行了氧化试验。结果表明,因CVR温度、C／C复合材料初始密度不同,抗氧化处理后的密度增加量有显著不同。针刺炭布C／C／SiC复合材料在马福炉中于1160℃经65min氧化后,其失重率仅2．6％,而密度为1．95g／cm^3的同结构C／C复合材料相在同条件下失重率高达32％。     

SiC/CVD SiC复合涂层的抗氧化及抗热震性能研究

为了提高C/SiC复合材料耐高温性能,采用泥浆浸渍裂解与真空化学气相沉积(CVD)在材料表面制备了SiC/CVD SiC复合涂层,通过XRD、SEM分析了涂层组成与结构;研究了复合涂层的高温抗氧化(700～1 500℃)和抗热震性能。结果表明,泥浆浸渍法制备的SiC涂层具有一定的封孔效果,可使材料开孔率下降,但高温抗氧化效果并不佳,1 200℃氧化10 min后材料弯曲强度保留率下降明显仅有86%。CVD SiC涂层结构致密,与SiC封孔涂层结合较好,在700～1 500℃具有较好的抗氧化效果,随着氧化温度的升高,氧化后涂层完好,表面O元素逐渐增加,材料失重率缓慢增加但不大于0.5%,且材料性能并未下降。涂层材料在1 200℃-10 min短时热震5次后材料弯曲强度保留率仍有95%以上,且未出现开裂、剥落等热震损伤。在1 200℃-30 min长时热震10次后,涂层材料基本被完全氧化,材料失去保护作用,弯曲强度下降至90%左右。     

水氧腐蚀环境对2D C/SiC热扩散性能的作用机制研究

通过对不同温度条件下,水氧腐蚀前后2D C/SiC复合材料热扩散性能的演变规律,研究了环境损伤对C/SiC复合材料热扩散性能的作用机制。在水蒸气和氧气混合环境下,C/SiC复合材料内部气孔率增加,同时在材料表面有氧化物形成。材料内部出现的气孔,阻断了热流在材料内部的传输,使得热扩散性能呈现出直线下降的趋势。氧化物的形成,在一定程度上封填裂纹,有助于热量的传输,能够在一定程度上改善材料热扩散性能。     

炭／炭复合材料SiC-MoSi2／SiC涂层结构及防氧化性能研究

采用包埋法、料浆法与化学气相沉积法相结合制备了防止炭/炭复合材料在高温下氧化的SiC-MoSi2/SiC涂层。借助SEM、EDS及XRD等测试手段对涂层的微观形貌、元素分布和相组成进行了观察与分析。涂层试件的氧化试验结果表明,所制备的SiC-MoSi2/SiC涂层炭/炭复合材料试样经1 500℃氧化20 h后氧化失重率仅为2.8%。涂层的防氧化失效主要是由于涂层中形成穿透性缺陷引起的。     

C/C复合材料SiC/mullite-Si-Al_2O_3复合涂层微观结构及防氧化性能研究

采用原位生成法在C/C复合材料SiC内涂层表面制备了mullite(莫来石)-Si-Al2 O3抗氧化涂层.采用XRD、SEM分析了涂层的物相组成和微观结构,并测试了SiC/mullite-Si-Al2 O3复合涂层的抗氧化性能.结果表明,外涂层主要由mullite、Si和Al2O3三相组成;涂层致密无裂纹;SiC/mullite-Si-Al2 O3复合涂层在1500℃静态空气中等温氧化75 h后,试样失重仅为4.6%,防氧化性能明显优于单一的SiC内涂层.     

三维针刺C/C-SiC复合材料的烧蚀性能

采用"化学气相渗透+先驱体浸渍裂解"(CVI+PIP)混合工艺,制备了三维针刺C/C-SiC复合材料,使用氧气流量和乙炔流量之比为2∶1的氧乙炔焰,研究了复合材料的烧蚀性能,烧蚀时间长达600 s;分别用扫描电镜和表面能谱,分析了烧蚀表面的形貌和成分。结果表明,复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率的平均值分别是0.004 3 mm/s和0.001 4 g/s。烧蚀表面不同区域微观形貌和烧蚀机理不同,烧蚀中心以基体氧化流失、C纤维的氧化以及气流冲刷为主;在过渡区域,烧蚀是以SiC基体的氧化和气流冲刷为主;烧蚀边缘则以SiC基体的热氧化为主。C/C-SiC复合材料在氧-乙炔条件下的烧蚀机制是热化学烧蚀、热物理烧蚀和机械冲刷的综合作用。     

C/SiC复合材料热辐射性能研究

利用稳态量热计法和傅里叶红外光谱仪分别测定了C/SiC复合材料在90℃时的半球向总发射率和室温法向光谱反射率.研究了纤维预制体编织方式、涂层厚度及表面形貌对C/SiC复合材料热辐射性能的影响.结果表明,3D C/SiC复合材料的热辐射性能优于2D C/SiC.2D C/SiC的总发射率为0.78,3D C/SiC达到0.82;SiC涂层厚度对C/SiC复合材料的热辐射性能影响很大,随着SiC涂层厚度的增加,C/SiC总发射率先降低后上升,最高值可达0.85;表面抛光后C/SiC复合材料热辐射性能有所下降,2D和3D C/SiC总发射率分别为0.74和0.75.     

炭/炭复合材料防氧化涂层研究进展

介绍了近两年国内外开发的几种C/C复合材料高性能抗氧化涂层的微观结构和高温氧化行为,表明SiC-Al2O3-莫来石、SiC晶须增韧陶瓷、硅酸钇等涂层1500℃静态空气环境下均具有长时间防氧化能力,部分涂层还具有优良的抗热震性能。其中采用原位形成法制备的硅酸钇涂层具有极佳的抗氧化性能,可在1600℃空气中对C/C复合材料有效保护200 h。此外,还介绍了部分涂层的失效机理,并就C/C复合材料抗氧化涂层下一步研究重点提出一些见解。     

陶瓷基复合材料界面相设计

综述了陶瓷基复合材料界面相的类型及作用，对SiC1／SiC陶瓷复合材料界面相的设计方法作了简要评述。在此基础上，用能使得纤维表面富碳的先驱体作为纤维涂层，制作了C1／SiC陶瓷基复合材料试样。结果表明，高温处理后，富碳涂层可减少纤维强度损失，使复合材料的强度和韧性同时得到提高。     

SiC/MoSi2复合材料的磨损性能及磨损机理研究

采用扫描电镜和能谱仪观察并测定了SiC/MoSi2复合材料与CrWMn钢对磨试样的磨损表面、磨屑形貌及磨屑成分,研究了SiC/MoSi2复合材料与CrWMn钢摩擦副的干摩擦磨损性能和磨损机理。研究结果表明,第二相SiC的引入对MoSi2的磨损行为具有显著影响,改变了MoSi2的磨损过程,SiC/MoSi2复合材料的耐磨性较纯MoSi2大为提高;SiC/MoSi2复合材料与CrWMn钢摩擦副的主要磨损机制为氧化磨损,并伴有轻微粘着磨损。     

纤维表面处理对单向C/SiC复合材料拉伸强度的影响

为改善纤维与基体的界面结合状态,提高C/SiC复合材料力学性能,对炭纤维采用1800℃高温处理、CVI沉积热解炭以及两者联合作用3种方法进行纤维表面处理,研究了表面处理对C/SiC单向复合材料力学性能的影响。结果表明,经过1800℃处理后的纤维表面粗糙度变大,表面沟槽加深,复合材料的拉伸强度是未经表面处理纤维复合材料拉伸强度的2.4倍;纤维表面沉积热解炭后表面粗糙度减弱,其拉伸强度是未经表面处理纤维复合材料的3.1倍;两者联合作用时纤维表面光滑,拉伸强度最高,达708 MPa。     

硅钼含量对C／C复合材料SiC-MoSi2涂层结构和高温抗氧化性能的影响

采用两步包埋法在C/C复合材料表面制备SiC-MoSi2抗氧化复合涂层,通过恒温氧化实验以及X射线衍射分析、扫描电镜观察,研究了包埋粉料中硅钼含量对复合涂层微观结构和高温抗氧化性能的影响。结果表明,随着包埋粉料中硅钼比的减小,涂层的厚度和致密性先增加后减小,硅钼质量比为6∶1时所制备的复合涂层具有较大的厚度和较为致密的结构,且MoSi2含量相对较高,体现出优良的抗氧化和抗热震性能,在1 500℃氧化87.3 h和经过9次1 500℃室温急冷急热后,带有该涂层的C/C试样失重仅为3.22%。穿透性裂纹的形成是长时间氧化后涂层失效的主要原因。     

界面改性对混杂基C/SiC复合材料性能的影响

通过界面设计与实验研究,对C/SiC材料进行C/SiC/C多层涂层界面处理,实现了保护纤维和提高复合材料韧性及调节机械性能的多重目的.同时还研究了界面涂层前后纤维表面处理对复合材料性能的影响,结果表明,对增强体进行界面涂层处理和"酸处理",适当强化弱界面,起到了提高复合材料高温强度保留率和增韧的目的,酸处理+CVD-C/SiC/C界面涂层的C/SiC 复合材料的高温强度保留率达到90%;进行了C/SiC/C界面涂层的C/SiC 复合材料的断裂韧性高达20.72 MPa·m1/2,较未进行界面涂层的C/SiC 复合材料的断裂韧性提高了31.8%.     

C/SiC复合材料喷嘴冲蚀磨损性能及其机理研究

为验证C/SiC复合材料喷嘴在液-固两相流实际环境中的应用可行性,采用化学气相沉积工艺和先驱体浸渍-裂解工艺制备了C/SiC复合材料喷嘴的,并充分结合工程化应用背景需求,对C/SiC复合材料喷嘴在实际应用环境中进行长寿命考核。基于C/SiC复合材料喷嘴在实际应用考核过程中表现出的冲蚀磨损特征,采用SEM手段分析了C/SiC复合材料喷嘴不同位置在液-固两相流中微观结构演变特点,并对其冲蚀磨损机理进行探讨。结果表明:C/Si C复合材料喷嘴从试验件入口段到出口段表现出逐渐加剧的冲蚀磨损程度,冲蚀磨损方式主要由冲蚀凹坑和热应力"崩块"组成,而"偏磨"现象产生的主要原因为C/SiC复合材料各向异性和液-固两相流的不均匀性所致。     

沉积温度对CVD-SiC涂层显微结构的影响

介绍了采用化学气相沉积（CVD）方法在C/SiC复合材料表面制备SiC抗氧化涂层的情况.对不同工艺条件下制备出的SiC涂层,使用SEM,EDS和XRD分析了沉积层的物相和显微结构.结果表明：SiC涂层生长速度随沉积温度升高而升高,晶粒尺寸也随之增大;在较高沉积温度下,可以产生较大的沉积速度,但SiC涂层表面粗糙度将会增大.     

C/C复合材料难熔金属二硅化物涂层防氧化机理研究

采用包埋技术在C/C复合材料表面制备了SiC-WSi2/MoSi2抗氧化涂层,通过恒温氧化试验以及TG-DTG、XRD和SEM等手段对该涂层的显微形貌、成分进行了分析,研究了涂层在1 500℃的抗氧化机理。结果表明,二硅化物的合金化及二硅化物与SiC的复合化提高了涂层的致密性、稳定性,而涂层表面长时间存在的致密的玻璃态SiO2,有效地阻止了氧气向涂层内部的扩散,使涂层表现出优异的高温防氧化能力。