PIP工艺制备SiC晶须增强SiCf/SiC复合材料的性能

以不同界面层厚度的SiC纤维为增强相,采用先驱体浸渍裂解工艺(PIP)制备SiC_f(PyC)/SiC复合材料,并在复合材料基体中引入SiC晶须,对其性能进行研究。结果表明:热解碳(PyC)界面层厚度约为230 nm时,SiC纤维拔出明显,SiC_f/SiC复合材料拉伸强度、弯曲强度和断裂韧度分别达到192.3 MPa、446.9 MPa和11.4 MPa?m^1/2;在SiC_f/SiC复合材料基体中引入SiC晶须后,晶须的拔出、桥连及裂纹偏转等增韧机制增加了裂纹在基体中传递时的能量消耗,使复合材料的断裂韧度和弯曲强度分别提高了22.9%和9.1%。     

(Grf+SiCp)/Mg的热膨胀性能

采用挤压铸造技术制备了石墨纤维织物与SiC颗粒混杂增强镁基复合材料,研究了其微观组织与热膨胀性能。结果表明,复合材料的的线胀系数随温度升高而降低,经退火后复合材料在20-100℃的平均线胀系数约为3×10^-6/K。纤维二维正交排布条件下复合材料热膨胀性能的各向异性特征得到有效改善。     

C/SiC复合材料渗Ni对热物理性能的影响

采用液相浸渍还原法将Ni渗入C/SiC复合材料,用SEM、XRD技术分析材料的微观结构及组成.采用热膨胀仪和激光脉冲导热仪对材料的热膨胀和热扩散性能进行研究.结果表明：Ni在复合材料内部呈颗粒聚集体态,CVD SiC涂层过程中,Ni与SiC基体反应生成Ni2Si.渗Ni后复合材料线胀系数变化趋势在200～700℃内与C/SiC原料的一致,800℃出现肩峰;再经沉积SiC涂层后线胀系数增大,但整体变化趋势仍与原料的一致.渗Ni后材料的热扩散系数明显高于C/SiC材料.Ni的渗入对C/SiC复合材料的三点弯曲强度基本无影响.     

碳纤维束大小对2D C/SiC复合材料力学性能的影响

通过对2种丝束大小平纹机织的碳纤维布增强SiC(C/SiC)复合材料的力学性能实验,研究了纤维束丝束大小(1k和3k)对复合材料力学性能的影响。实验结果表明:纤维束大小不同,导致纤维束弯曲程度和复合材料孔隙率不同,从而使得C/SiC复合材料力学性能产生差异。     

疲劳损伤对3DC／SiC复合材料裂纹分布的影响

采用x2拟合优度检验方法对疲劳试验前后3D C/SiC复合材料基体和涂层裂纹分布规律进行研究.结果表明,原始试样中3D C/SiC复合材料基体和涂层裂纹间距分别服从分布函数为N(143.75,56.782)和N(562.59,100.092)的正态分布,疲劳后基体和涂层裂纹间距分别服从分布函数为N(105.48,29.162)和N(227.89,25.232)的正态分布.疲劳可以促使新裂纹的产生,但不能改变基体和涂层裂纹间距分布的基本特征,这是由3DC/SiC复合材料的编织结构所决定的.     

CVD碳化硅纤维及其金属基复合材料进展概况

高模量,高强度CVD SiC纤维作为金属基体增强剂正引起人们极大兴趣,本文目的在于评述CVD SiC纤维及其金属基复合材料室温和高温机械性能、高温应用以及碳化硅纤维市场价格估算。     

连续SiC纤维增强钛基复合材料应用及研究进展

连续SiC纤维增强钛基(SiC_f/Ti)复合材料具有比强度高、比模量高、耐高温等特点,在航空航天领域具有重要的应用前景。本文总结了SiCf/Ti复合材料的应用、制备、性能调控和检测技术,并提出了SiCf/Ti复合材料未来需要突破的瓶颈问题。SiC_f/Ti复合材料单向性能优异,在环类转动件(叶环、涡轮盘等)、杆件(涡轮轴、连杆、紧固件等)以及板类构件(飞机蒙皮等)具有明显应用优势。常用的SiC_f/Ti复合材料的制备方法有箔压法和基体涂层法,箔压法适合制备板类结构件,基体涂层法适用于缠绕形式的结构件,如环、盘以及杆等。SiC_f/Ti复合材料的性能主要取决于SiC纤维、钛合金基体以及纤维/基体界面。SiC纤维微观结构和性能对制备工艺具有较强的敏感性,通过反应器结构和沉积条件调控获得性能稳定的SiC纤维是研究重点之一。钛合金基体可通过物理气相沉积的方法涂敷到纤维表面,制备出钛合金先驱丝,这是后续制备出高质量构件的关键。界面微观结构、热稳定性、力学性能与纤维表面的涂层密切相关,因此涂层种类和结构调控是SiC<...     

2D-C/SiC复合材料在空气中的高温压缩强度研究

研究了二维碳纤维增强碳化硅基复合材料(2 D-C/SiC)在空气介质中的高温压缩强度.材料采用1K T300碳纤维平纹布经叠层和缝合制成预制体为增强体,经等温化学气相浸渗制备而成.试样表面用化学气相沉积工艺沉积SiC涂层.测试方向为垂直于炭布叠层方向,测试温度为室温,700℃,1100℃和1300℃.使用扫描电子显微镜观察了材料的断口.结果表明:室温～700℃,2D-C/SiC的压缩强度随温度升高逐渐增大,温度高于700℃后,材料的压缩强度缓慢降低.导致2D-C/SiC的压缩强度随温度变化的主要原因为纤维和基体热膨胀系数不同引起的残余应力随温度升高逐渐变小和高温下材料的氧化损伤.     

单纤维增强SiCf/SiC陶瓷基复合材料切削机理研究

根据SiC_f/SiC陶瓷基复合材料的结构特点构建了二维切削有限元分析模型，发现微裂纹在基体材料的萌生与扩展、增强相纤维对裂纹扩展的阻碍是切削该材料的基本去除方式。单纤维增强SiC_f/SiC陶瓷基复合材料切削过程是基体材料的裂纹不断萌生、扩展和增强纤维不断拉断、折断而形成切屑的综合过程，刀具与基体、纤维不断的脱离、接触导致切削力波动大，切削过程呈明显的随机波动特性。SiC纤维的存在对于控制裂纹的形成与扩展具有重要作用，SiC纤维限制了裂纹的扩展长度，使得形成的切屑尺寸较小，有利于提高表面加工质量。     

超高温陶瓷改性C/SiC复合材料的制备及其性能

以碳纤维为增强体,聚碳硅烷和聚烷基铪为前驱体,采用前驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备C/Si C-HfC复合材料,将其与同种工艺所得C/SiC复合材料进行对比评价分析。发现C/SiC-HfC复合材料具有较低密度和较好的高温力学性能,且在1 650℃静态氧化实验中,含有HfC的基体对纤维具有更佳保护效果。C/SiC-HfC密度约为1.92 g/cm~3,常温弯曲强度为345 MPa,1 800℃高温无氧环境弯曲强度可达424 MPa。C/SiC-HfC复合材料表现出更加优异高温力学性能是由于HfC组分的添加抑制了SiC晶粒的生长,降低了基体内部较大裂纹产生的概率。在1 650℃空气环境下,含有HfC的基体对纤维具有更佳保护作用,主要是由于HfC组分的添加使材料表面的SiC及时氧化成SiO_2,SiO_2在纤维和基体表面形成包覆层,防止了材料内部的进一步氧化。     

连续SiC纤维增强Ti_3Al基复合材料力学性能研究

采用箔—纤维—箔方法制备了连续SiC纤维增强Ti_3Al基复合材料(SiC_f/Ti_3Al),测定了两种SiC纤维增强Ti_3Al基复合材料的力学性能,分析了热处理工艺对复合材料力学性能的影响,讨论了复合材料在不同条件下的断裂机制研究表明,国产SiC纤维(无碳涂层)增强Ti_3Al复合材料的界面结合强度高于有碳涂层纤维增强的复合材料,力学性能却低于SCS-6纤维(有碳涂层)增强的复合材料。当热处理时间延长时,SCS-6/Ti_3Al复合材料界面反应层厚度增加,复合材料的力学性能下降。     

3DC／SiC复合材料基体裂纹间距分布规律

采用χ~2拟合优度检验方法对不同界面层厚度的3D C/SiC复合材料基体中裂纹分布进行了研究,结果表明,3D C/SiC复合材料纤维束间基体裂纹间距服从正态分布,而且这种分布是由3D复合材料的编织方式决定的。     

单向SiC/SiC复合材料拉伸行为模拟研究

理解单向SiC/SiC复合材料在拉伸过程中的损伤破坏机制对掌握SiC/SiC复合材料的力学行为有着至关重要的意义。本文构建了一个单向SiC/SiC复合材料微观二维有限元模型,基于强度判定模拟纤维随机断裂过程;基于内聚力模型模拟界面脱粘现象;特别针对基体裂纹现象,通过均匀质方法和断裂能释放率建立了基体的连续介质损伤模型。结果显示,模型成功模拟了单向SiC/SiC复合材料在拉伸过程中的微观破坏机制和宏观力学行为。基体裂纹、纤维断裂、界面脱粘这3种微观破坏机制之间共同作用、相互影响,最终造成了材料整体的失效。本文中获得的结果将有助于进一步理解单向SiC/SiC复合材料拉伸行为,有利于材料性能的提高。     

微量Al 掺杂对2D C/ SiC 性能的影响

以二维编织碳纤维碳布为预制体,采用聚铝碳硅烷(PACS)为聚合物前驱体,应用化学气相渗透(CVI)结合聚合物浸渗-裂解(PIP)工艺制备微量Al掺杂2D C/SiC复合材料。研究微量Al掺杂对C/SiC微观结构、力学、热膨胀和氧-乙炔焰烧蚀性能的影响。结果表明:掺杂微量Al未改变C/SiC的微观结构和热膨胀性能,也未降低其韧性和强度;但微量Al掺杂提高了C/SiC的抗烧蚀性能,含微量Al的SiC氧化形成微量Al熔于SiO2的固熔体,微量Al提高了SiO2的黏度和致密度,减小SiO2挥发,较未掺杂Al的C/SiC相比,线烧蚀率降低了26%。     

CSCVI法制备C布增韧SiC基复合材料及其微观结构

为了提高CVI法制备C/SiC复合材料的致密化速度 ,提出了连续同步CVI(CSCVI)法制备C布增韧SiC基复合材料的技术路线 ,制备了C/SiC复合材料 ,并观察了其微观结构。实验结果表明 ,在CSCVI工艺中 ,SiC基体沉积速度越快 ,材料的致密化程度越大且致密效果越好。同时 ,SiC基体沉积速度只由沉积温度与MTS(CH3 SiCl3 )流量控制 ,使工艺的可操作性增强 ,工艺参数可在较大范围内变动     

不同界面层体系对SiC_f/SiC复合材料性能的影响

主要研究无界面层、裂解碳和氮化硼3种界面层体系对SiCf/SiC复合材料力学性能的影响:首先,三维四向编织的SiC纤维预制体分别经过无界面层处理、裂解碳界面层制备(CVI工艺)和BN界面层制备(PIP工艺)3种不同工艺处理;以聚碳硅烷为原料,采用PIP工艺制备出3种SiCf/SiC陶瓷基复合材料工艺试验件;对工艺试验件的基本力学性进行研究,评价不同纤维预制体处理工艺对材料性能的影响。研究结果表明,无涂层复合材料样品的弯曲强度最高;具有PyC涂层复合材料的弯曲强度略有下降,但断裂韧性较高;具有BN界面层的复合材料弯曲强度和断裂韧性均出现了较大程度的降低。3个样品力学性能的差别主要与纤维/界面层/基体之间作用力有关。本研究结果可以用于SiCf/SiC复合材料构件制造工作中,为制造工艺的初步筛选提供参考依据。     

纤维表面状态对C/C-SiC复合材料微观组织和相成分的影响

为了研究纤维表面状态对C/C-SiC复合材料微观组织和相成分的影响,将T300碳纤维在氮气氛围中进行不同温度的热处理后,采用液硅熔渗法制备了C/C-SiC复合材料。采用光电子能谱(XPS)对纤维表面成分进行了分析。结果表明:未处理纤维表面具有较高的氧含量,随着热处理温度的升高,纤维表面氧含量逐渐降低,导致纤维表面含氧官能团数目减少。扫描电镜(SEM)观察发现:未处理纤维增强的C/C预制体,孔隙尺寸较大且孔隙率低;而经1 500℃热处理纤维增强的预制体,孔隙尺寸较小但孔隙率高。随后对C/C预制体进行液硅熔渗处理,并对熔渗反应过程分析发现:由未处理纤维增强的预制体,液硅熔渗反应主要受溶解-沉淀和界面限制的扩散反应过程控制,获得的C/C-SiC复合材料中SiC基体相分布规则且含量较低,同时含有较高的残留Si;而经1 500℃热处理纤维增强的预制体,熔渗反应则主要受溶解-沉淀过程控制,获得的C/C-SiC复合材料中SiC基体含量多且分布较均匀,残留Si含量较少。     

SiC/SiC mini复合材料拉伸性能分散性的数值仿真方法

建立了一种能够高效计算连续纤维增强SiC/SiC陶瓷基复合材料力学性能统计分布函数的数值仿真方法。建立SiC/SiC mini复合材料简化二维胞元模型,输入组分材料力学性能参数的概率分布函数,得到胞元的力学性能。将胞元作为mini复合材料二维模型的单元对模型进行网格划分,并赋予其材料性能参数,从而得到mini复合材料的拉伸应力-应变曲线。经多次重复计算得到了mini复合材料拉伸应力-应变曲线的概率分布函数。从结果中发现,SiC/SiC mini复合材料拉伸强度满足威布尔分布,且相比于纤维和基体强度的模数,复合材料拉伸强度的模数增大,即分散性减小,同时尺度参数降低,表明mini复合材料出现概率最大的拉伸强度值变小;随着纤维和基体强度概率分布威布尔模数的增大,mini复合材料拉伸强度的尺度参数有增大的趋势。      

以一种新型先驱体制备SiC/SiC复合材料高温弯曲性能研究

以新型先驱体LPVCS(含乙烯基液态聚碳硅烷)为原料,以经CVD裂解碳(PyC)界面改性的KD-1型SiC纤维作为增强相,采用先驱体浸渍裂解工艺(PIP)制备三维编织SiC/SiC复合材料,并对其室温及1300℃弯曲性能测试表征。试验结果表明,采用LPVCS为先驱体制备SiC/SiC复合材料,降低了材料制备周期,且9个周期后材料密度达到2.14g/cm3,开孔率为10.8%。在1300℃空气环境中,SiC/SiC复合材料弯曲强度达到470.2MPa,断裂韧性达到20.7MPa·m1/2。采用扫描电镜对SiC/SiC复合材料1300℃下断口形貌进行观察,SiC纤维存在一定拔出;断口表面存在较为严重的氧化现象,这是导致材料弯曲强度降低的主要原因。     

纤维表面PIP-SiC涂层对2D-SiC_f/SiC复合材料力学性能影响

采用低浓度先驱体溶液利用先驱体浸渍裂解(PIP)工艺在SiC纤维表面制备了SiC涂层,研究了浸渍裂解次数对纤维涂层形貌的影响.研究表明,采用10%的PCS先驱体溶液经3次浸渍裂解后可在纤维表面制得连续致密的SiC涂层.采用经涂层处理的SiC纤维布经热模压成型-先驱体浸渍裂解工艺制备了2D-SiCf/SiC复合材料,其弯曲强度随制备涂层浸渍裂解次数的增加先增后降,经3次浸渍裂解制备涂层的复合材料强度最高,由未经涂层处理的163.5MPa增大到245.9MPa,强度提高近50%.研究证明,SiC纤维表面SiC涂层使纤维在材料致密化过程所受的损伤减小,同时改善了界面,使复合材料强度明显提高.