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.     

不同纤维束下SiC陶瓷基复合材料拉伸强度及拉伸行为研究

为了探究C纤维和SiC纤维对SiC陶瓷基复合材料力学性能的影响,采用化学气相浸渗法(CVI)制备了纤维束复合材料Mini-C/SiC和Mini-SiC/SiC,测试了C纤维束、SiC纤维束、Mini-C/SiC和Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸强度,利用两参数Weibull分布模型研究了强度分布,并观察了复合材料的断口形貌。结果表明:两参数Weibull分布可有效合理地表征强度分布,并准确地进行强度预测。Mini-C/SiC复合材料的拉伸强度高于Mini-SiC/SiC复合材料,且C纤维束和Mini-C/SiC复合材料拉伸强度的分散性低于SiC纤维束和Mini-SiC/SiC复合材料。C纤维束发生韧性断裂,SiC纤维束发生脆性断裂。当基体裂纹达到饱和状态时,Mini-C/SiC复合材料继续变形直至断裂,而Mini-SiC/SiC复合材料随即发生断裂,Mini-C/SiC复合材料的断口主要以纤维丝和纤维簇的拔出为主,而Mini-SiC/SiC复合材料的断口主要以纤维丝的拔出为主。该实验结果将为SiC陶瓷基复合材料的设计与制备提供参考与借鉴。     

难熔金属化合物掺杂对先驱体转化2D C/SiC复合材料抗氧化性能影响

提出在2D C/SiC复合材料基体中掺杂难熔金属化合物ZrB2,TaC,ZrC,制备了2D C/SiC-ZrB2,2D C/SiC-ZrC和2D C/SiC-TaC新型复合材料,考察了难熔金属化合物的引入对材料力学性能、抗氧化性能和微观结构的影响.结果表明,ZrB2和TaC的引入,能明显提高2DC/SiC复合材料的抗氧化性能;ZrC的引入对2D C/SiC复合材料的抗氧化性能极其不利.这归结于高温下ZrB2和TaC有助于在复合材料表层氧化形成ZrO2,B2O3和Ta2O5保护膜,阻止了材料内部的进一步氧化,从而提高了复合材料的抗氧化性能.     

界面相对3D-C/SiC复合材料热膨胀性能的影响

利用减压化学气相浸渗（LPCVI）技术制备了3D C/SiC复合材料,从热解碳（PyC）界面相厚度对界面结合强度和热应力的影响出发,研究了界面相对复合材料热膨胀性能的影响。结果表明:①界面相厚度对3D C/SiC复合材料热膨胀性能的影响主要归因于其对界面结合强度和脱黏面上的滑移阻力的影响。在一定厚度范围（约70～220nm）内,材料的热膨胀系数随热解碳厚度的增加而逐渐降低;②热处理可提高材料的热稳定性,并通过改变材料内部结构,使热应力重新分布,对复合材料的高温热膨胀产生显著影响,但是,并没有改变基体裂纹的愈合温度（900℃）。     

二维叠层C/SiC复合材料低能量冲击损伤实验

C/SiC复合材料是航空航天器中的耐高温材料,其服役环境存在低能量冲击源且关于此类冲击事件的研究相对较少。本文主要采用落锤冲击系统性地揭示2D叠层C/SiC复合材料平板的抗低速低能量冲击性能,通过改变冲击能量考核不同单层厚度和平板厚度的抗冲击性能变化,并利用CT技术进行冲击后无损检测,分析结构内部细观损伤。结果表明：冲击载荷下,C/SiC复合材料按冲击载荷变化可分为线性、屈服和回弹3个阶段;典型冲击损伤形式包含局部压溃、分层、纤维断裂及基体微裂纹;同等结构厚度,单层厚度越大C/SiC复合材料平板冲击变形和冲击损伤越小,冲击阻抗值越高;同等单层厚度下,结构总厚度较大的C/SiC复合材料平板冲击损伤较小,冲击阻抗较大。因此,C/SiC复合材料的预制体层数与结构厚度对低能量冲击源较为敏感,且减小单层厚度及增加结构总厚度可明显提高其抗冲击性能。     

2D C/SiC-ZrB2复合材料的烧蚀性能

用ZrB2微粉对2D C/SiC基体进行改性,研究了化学气相渗透结合浆料浸渍及先驱体浸渍裂解工艺制备2DC/SiC-ZrB2复合材料在氧-乙炔焰和1800℃甲烷风洞环境中的烧蚀行为.结果表明:在氧-乙炔环境中,2D C/SiC-ZrB2的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为6.1×10-2 mm/s和1.0×10 -2g/s,相对2D C/SiC复合材料而言,ZrB2微粉并没有提高C/SiC复合材料的抗烧蚀性能.在1800℃甲烷风洞环境中,涂层致密度起主要作用,涂层致密度相同时,复合材料的开气孔率越大,质量烧蚀率越大,ZrB2微粉的渗入对C/SiC复合材料的烧蚀性能影响不大.     

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%。     

C/SiC复合材料微结构的显微CT表征分析

利用显微CT表征了采用化学气相渗透法(CVI)制备的3D C/SiC复合材料的三维结构,评价了显微CT的微结构表征能力.结果表明:显微CT能够有效地分辨C/SiC复合材料的织构形貌、材料内部缺陷(孔隙和SiC基体密度差异).通过重构孔隙的三维结构,揭示了CVI过程预制体内部存在沉积气体滞留;通过重构孔隙壁的形貌,揭示了...     

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。     

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     

抗氧化处理对3D C/C复合材料性能的影响

研究了采用化学气相反应法制备的SiC抗氧化涂层对3D整体编织C／C复合材料的密度、力学性能以及微观结构的影响。结果表明，3D C／C复合材料经抗氧化处理后，其密度、开孔率以及力学性能均有不同程度的提高。由SEM微观结构可以看出，其力学性能提高是由于气态Si渗入到材料基体内部，并与内部的C反应生成SiC，在一定程度上弥合了材料中的缺陷所致。     

单向C/SiC复合材料热残余应力数值模拟研究

连续纤维增韧陶瓷基复合材料制备过程中因纤维与基体线胀系数失配会产生热残余应力,从而导致纤维脱粘、基体开裂等现象,严重影响复合材料力学性能。本文针对CVI工艺制备的单向C/SiC复合材料,建立"纤维-界面-基体"单胞物理模型,基于细观力学分析方法对热残余应力分布规律进行预测,采用ABAQUS对材料制备过程进行数值模拟,揭示了界面厚度、纤维体积分数、制备温度等参数对纤维、基体热残余应力分布的影响规律,分析了热残余应力对复合材料力学性能的影响。研究结果能够为C/SiC复合材料的设计、分析及微纳力学性能试验提供理论支持。     

3-D C/SiC复合材料的氧化行为

研究了３－ＤＣ／ＳｉＣ复合材料的氧化行为。在航空发动机燃气环境中的实验结果表明,Ｃ／ＳｉＣ复合材料的氧化失重与材料内部的大量孔隙以及涂层和基体中的微裂纹有关,其中基体内部的孔隙起着主要作用。在燃气中氧化后,Ｃ／ＳｉＣ复合材料力学性能的降低幅度比在干燥空气中的小,这是由于燃气中的氧分压较低。     

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。     

等温化学气相渗透法制备C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能

以碳纤维体积分数为30%的2.5维针刺碳毡为预制体,通过等温化学气相渗透法(Isothermal Chemical Vapor Infiltration,ICVI),制备4种C/C-SiC复合材料,基体中Si C含量由56%降至15%,其密度相近(1.87~1.91 g/cm~3)。利用扫描电子显微镜和X射线衍射仪对上述材料的显微结构和物相组成进行观察和分析,并在MM-1000型摩擦磨损试验机上研究复合材料的摩擦磨损性能。结果表明:随着基体Si C含量的降低,C/C-SiC复合材料的平均宏观硬度由98.2HRA降至65.1HRA,硬度分布的均匀性也明显下降;制动过程的平均摩擦系数和质量磨损率均显著增加;通过对摩擦表面形貌和磨屑微观形貌的分析,表明制动过程中的磨损机制受材料表面宏观硬度的影响显著;随着复合材料表面硬度的降低,磨损机制由磨粒磨损为主向磨粒磨损和黏结磨损联合转变,从而使摩擦系数和磨损量显著提高。     

先驱体转化—热压烧结碳纤维增韧碳化硅复合材料的显微结构

采用ＸＲＤ,ＨＲＴＥＭ 和ＳＥＭ 等分析测试手段,研究了以聚碳硅烷（ＰＣＳ）为先驱体和粘结剂,Ｙ２Ｏ３ 和ＡｌＮ 为烧结助剂,采用先驱体转化－热压烧结法制备的Ｃｆ／ＳｉＣ复合材料的显微结构。结果表明,Ｙ２Ｏ３ 主要与ＰＣＳ的裂解产物以及ＡｌＮ 和ＳｉＣ表面的氧化物发生反应,形成有助于复合材料致密化的液相,而ＡｌＮ 则与烧结液相和ＰＣＳ之间通过反应－ 溶解－ 沉积过程,形成主要分布于界面相中的微小ＳｉＣ－ＡｌＮ 固溶体。正是由于含有一定量ＳｉＣ－ＡｌＮ 固溶体的富碳界面相使纤维与基体之间的结合适中,纤维易发挥脱粘和拔出作用,复合材料具有很好的力学性能     

3D针刺C/SiC复合材料螺栓的低成本制备及力学性能

以三维针刺碳毡作为预制体,通过化学气相渗透(CVI)工艺,制备了密度约为1.50～1.60 g/cm3的半成品C/SiC复合材料板材,然后采用专用磨具在半成品复合材料板上按照指定的取样方式切割出螺杆与头部毛坯,并分别对螺杆和头部攻丝,将两者装配在一起形成半成品螺栓,对半成品螺栓CVI致密化并在其表面制备SiC抗氧化涂层,制备出低成本的3D针刺C/SiC复合材料螺栓.提出了C/SiC复合材料螺栓力学性能的测试方法,通过自行设计的夹具,对所制备螺栓的力学性能进行了测试表征,并利用扫描电子显微镜(SEM),对C/SiC复合材料螺栓的拉伸断口形貌进行了观测.结果表明,所制备的螺栓具有较好的抗拉和抗剪能力,室温下螺栓的抗拉强度和剪切强度分别为151.7 MPa和85.6 MPa.     

SiCp增强体表面改性对铁基复合材料组织性能的影响

为了改善粉末冶金方法制得的SiCp/Fe复合材料性能，采用化学镀的方法，成功地在SiCp表面沉积镍，考察了颗粒表面改性对铁基复合材料组织性能的影响。结果表明，镀镍层的作用明显：第一，阻碍了SiCp/Fe界面的过度反应以及Si原子向基体中的扩散；第二，镀镍层的存在改善了颗粒与基体的界面状况，使得颗粒能够更好地发挥增强体的作用。