反应熔渗工艺制备的C/C-SiC复合材料烧蚀性能及构件研制

采用反应熔渗工艺(RMI)快速制备了不同碳化硅含量的C/C-SiC复合材料,通过氧-乙炔烧蚀试验,测试了材料的烧蚀性能。利用SEM/EDS表征了复合材料烧蚀后的表面形貌和成分,分析了碳化硅含量对复合材料烧蚀性能的影响。结果表明,随着基体中碳化硅含量的提高,烧蚀过程中生成的二氧化硅保护膜更加致密,导致C/C-SiC复合材料的烧蚀率逐渐降低。在此基础上,利用优化工艺制备了密度均匀的大尺寸C/C-SiC构件,经过地面热试车考核,构件接近零烧蚀,满足发动机热试车的应用。     

液体火箭发动机喷管延伸段C/C-SiC复合材料的性能

采用化学气相渗透(CVI)和液相浸渍裂解(PIP)混合工艺制备出三维针刺C/C-SiC(材料A、B)和C/C(材料C)复合材料,研究了复合材料的力学、抗热震和耐烧蚀等性能以及SiC涂层对烧蚀性能的影响,并采用扫描电子显微镜分析了材料的断裂面和烧蚀面形貌。结果表明,材料A(SiC基体含量较高)的性能较好,其弯曲强度、线烧蚀率及抗热震系数分别达到238.4 MPa、3.0×10~(-3)mm/s和35.3 kW/m。沉积SiC涂层后,材料A、B和C的线烧蚀率较之前分别降低33.0%、12.5%和37.5%。采用材料A+SiC涂层方案研制的喷管延伸段构件,进行780 s地面热试车考核,试车后构件结构完整。     

C/C-SiC的高温裂解温度对C/C-SiC-ZrC复合材料制备及性能的影响

以前驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备的C/C-SiC-ZrC复合材料为研究对象,研究了C/C-SiC的高温裂解温度对C/C-SiC-ZrC复合材料的密度、开孔率、力学性能和抗烧蚀性能的影响。结果表明,C/C-SiC的高温裂解处理导致复合材料失重,开孔率增大,便于后续的前驱体浸渍;随着浸渍裂解周期数增加,三种C/C-SiC-ZrC复合材料最终达到相近的密度和开孔率。不同的高温裂解温度影响C/C-SiC的力学性能,1500℃裂解后的C/C-SiC复合材料具有较好的力学性能,而1600～1700℃裂解后的C/C-SiC复合材料的力学性能有所下降;最终制备C/C-SiC-ZrC复合材料的力学性能较C/C-SiC复合材料均有所提高,界面的改善是材料力学性能提高的主要原因。SiC及ZrC陶瓷基体在高温下形成的ZrO_2-SiO_2玻璃态熔融层起到了抗氧化冲刷的作用,最终C/C-SiC-ZrC复合材料均具有优异的抗烧蚀性能。     

添加树脂碳对针刺C/C-SiC材料熔渗行为及性能的影响

以2.5D无纬布/网胎叠层针刺预制体为增强体，采用化学气相渗透和树脂浸渍裂解法制备了密度约1.35 g/cm³的热解碳C/C、热解碳+树脂碳C/C两种坯体，再经反应熔渗获得C/C-SiC复合材料，分析了不同碳基体组分C/C材料的熔渗特性及其微结构、拉伸性能及氧乙炔烧蚀性能的变化规律。结果表明：相比热解碳的“薄壳”型孔隙结构，树脂碳的“狭缝”型孔结构增大了液Si与碳基体的接触面积，提高了熔渗动力，获得致密度和SiC含量高的C/C-SiC复合材料，提升抗烧蚀性能，在氧乙炔火焰下经400～600 s烧蚀的线烧蚀率降低24%,但树脂碳对液Si的诱导渗透增加了骨架承载体的损伤，使树脂碳+热解碳基C/C-SiC复合材料室温拉伸强度(104±3)MPa低于热解碳基C/C-SiC的(118±3)MPa。     

预制体中添加碳化钨的C/C复合材料结构与烧蚀性能

采用在炭纤维预制体中添加WC粉末和基体炭增密的方法,制备了添加WC粉末的C/C复合材料.采用电弧驻点烧蚀试验,考察了材料烧蚀性能,并用扫描电镜观察了其结构和烧蚀后表面形貌,探讨了其烧蚀机理.结果表明,添加WC粉末的C/C复合材料的高温烧蚀包括:C/C复合材料中炭纤维和炭基体中炭与烧蚀气流中氧化气氛的反应;WC的氧化及熔...     

C/C复合材料ZrC/SiC抗烧蚀涂层性能研究

综合利用固相浸渗法和涂刷法,在C/C复合材料表面制备了一种ZrC/SiC抗烧蚀涂层.通过氧-乙炔实验测试了所制备ZrC/SiC涂层的抗烧蚀性能,并用XRD、SEM分析了涂层烧蚀前后的物相组成及微观形貌,研究了涂层的抗烧蚀机理.结果表明,此ZrC/SiC涂层与基体的结合性能及热稳定性能良好;涂层烧蚀机理是热化学烧蚀、热物...     

C/C-SiC防热材料快速制备及其性能研究真

采用CVI+PIC工艺制备了密度为1.35～1.45 g/cm3的C/C多孔体,对多孔体进行LSI快速获得C/C-SiC防热材料,表征了防热材料的微观结构、弯曲性能,对其进行300 s氧乙炔烧蚀试验,检测了筒形C/C-SiC燃烧室热结构缩比构件的整体承压性能。结果表明,采用CVI+PIC方法成型的C/C多孔体LSI后,液相Si主要与树脂炭反应,生成的SiC位于纤维束之间的大孔孔隙中,由炭纤维束与其内部和包覆在纤维束表层的热解炭构成的增强相未受液Si浸蚀。制备的C/C-SiC弯曲强度达122 MPa,弯曲破坏呈现明显的假塑性断裂;筒形C/C-SiC燃烧室热结构缩比件(外径175 mm、壁厚7.5 mm、高度200 mm)水压爆破压力为5.2 MPa。C/C-SiC材料氧乙炔试验线烧蚀率0.000 2～0.000 3 mm/s、质量烧蚀率0.000 1～0.000 3 g/s,材料的烧蚀以热化学烧蚀为主,烧蚀型面整体平滑,烧蚀表面形成了SiO2抗氧化玻璃相和Si纳米线。     

固体火箭发动机用C/SiC导流管烧蚀性能研究

采用地面试车试验考核了固体火箭发动机用C/SiC导流管的烧蚀性能,并对C/SiC导流管的烧蚀机理进行了探讨。结果表明:导流管轴向线烧蚀率变化较大,沿气流方向呈上升趋势。材料的线烧蚀率从进口处的0.018mm/s增至出口处的0.032mm/s,且导流管中间段烧蚀稳定性明显优于进口段和出口段。同时,C/SiC导流管的烧蚀机制主要是粒子冲刷和机械剥蚀共同作用的结果。     

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。     

改性先驱体制备C/SiC复合材料性能研究

采用交联剂对聚碳硅烷(PCS)先驱体进行改性,以改性先驱体配置溶液制备了C/SiC复合材料。在制备过程中,由于改性先驱体较高的陶瓷产率,缩短了复合材料基体致密化周期,气孔率降低到7.2%,密度提升到2.01 g/m~3。在改善试样显微结构的同时,改性先驱体能够明显提升C/SiC复合材料力学性能,弯曲强度提高到459.4 MPa,断裂韧性提升到13.6MPa·m~(1/2),相比单组分PCS先驱体分别提高了51.9%和32.0%。烧蚀性能考核表明,试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为8.3×10~(-3) mm/s和4.3×10~(-3) g/s,相比单组分PCS制备的试样分别降低了85.7%和73.1%。通过对试样内部显微结构和考核后形貌进行分析,结果表明试样力学和烧蚀性能的提升主要得益于致密化的基体以及基体对纤维很好的保护作用。