纤维C涂层对SiC_f/Ti6Al4V界面及拉伸性能的影响

通过对SiC纤维增强Ti6Al4V复合材料的拉伸试件断口与界面观察,研究了SiC纤维C涂层对基体与纤维元素扩散、界面反应层厚度与成分、拉伸断口的影响。结果表明,与纤维无C涂层的SiCf/Ti6Al4V相比较,有纤维C涂层的SiCf/Ti6Al4V界面结合强度较弱、反应层厚度较厚,涂层能有效防止纤维性能在复合过程中下降,提高了复合材料拉伸强度。     

热解碳界面层与国产T300 增韧SiC 复合材料拉伸性能关联性初探

在国产T300碳纤维上沉积不同厚度的热解碳形成界面层,通过前驱体浸渍裂解工艺制备“迷你”Cf/SiC复合材料,考察了T300碳纤维在相同工艺过程中其界面层厚度的最优工艺参数,并研究了热解碳界面层与“迷你”复合材料拉伸性能的关联性.采用SEM与Raman手段对Cf/SiC复合材料进行结构表征.结果表明:该复合材料有明显的裂纹偏转,经高温热处理后界面层状结构更加明显,其复合材料的拉伸强度随热解碳厚度的增加其值有先增加后减小的趋势(PyC的厚度在0～150 nm),当界面层厚度约为60 nm时达到最大值(1 385.7 MPa).     

PyC界面层厚度对三维针刺C/ZrC-SiC复合材料力学性能影响规律

为提高C/ZrC-SiC复合材料力学性能,优化C/ZrC-SiC复合材料制备工艺,采用化学气相沉积工艺制备了不同PyC界面层厚度试样,系统研究了 PyC界面层厚度对三维针刺C/ZrC-SiC复合材料的弯曲、断裂韧性影响规律,并对其作用机理进行简要分析.结果表明,随着沉积时间增加,针刺预制体碳纤维表面PyC界面层从颗粒状...     

原位自生TiB2p/Cu基复合材料微观组织及性能

文摘利用Cu、Ti、B三种粉末,反应热压制备了原位TiB2p/Cu复合材料,采用XRD、扫描电镜和透射电镜分析了原位复合材料的显微组织。热压状态下,XRD分析表明材料体系在一定的工艺条件下能够完全生成TiB2p;SEM分析表明,TiB2颗粒在基体Cu中弥散、均匀分布;TEM分析发现TiB2颗粒呈六边形,尺寸约为几十微米。TiB2颗粒与基体结合良好,界面清洁,无污染。TiB2p/Cu复合材料的显微硬度及拉伸性能较基体Cu都有所提高。     

PyC界面层厚度对三维针刺C/ZrC-SiC复合材料力学性能影响规律研究

通过控制沉积时间（5 h,15 h,30 h 和50 h）获得了不同PyC界面层厚度试样,随后采用先驱体浸渍-裂解工艺完成S5,S15,S30和S50-C/ZrC-SiC复合材料的制备工作,研究了PyC界面层厚度对C/ZrC-SiC复合材料弯曲、断裂性能影响规律及其作用机理。结果表明：随着沉积时间增加,PyC界面层厚不断增大,C/ZrC-SiC复合材料弯曲力学性能和断裂韧性均表现出先增大而后降低的变化规律。这主要由于PyC界面层厚度的增大,纤维损伤、基体热失配程度减弱,进而提高C/ZrC-SiC复合材料强度,但过大的PyC界面层厚度会降低纤维与基体的结合力和ZrC-SiC基体含量,最终导致C/ZrC-SiC复合材料强度的下降。而S30-C/ZrC-SiC复合材料因表现出较多“纤维桥连”、“裂纹偏转”和“裂纹分枝”现象,有利于消耗断裂能,最终表现出较好的断裂性能。     

变刚度纤维曲线铺放复合材料层合板的有限元建模和拉伸特性分析

通过对变刚度铺放路径进行数学建模,得到变刚度复合材料层合板的拓扑构型,对复合材料层合 板内每个离散单元的每个铺层进行纤维角度和铺层厚度的独立设计。然后将拓扑构型数据导入有限元分析软 件GENESIS 中,实现层合板铺层信息的可视化显示和拉伸性能的分析,得出层合板的弹塑性本构关系。通过 仿真数据与实验测试数据进行对比,得出在所构建的变刚度复合材料层合板模型上进行拉伸实验仿真的准确 度可达95% 。该方法不仅可以可视化地展现出铺放过程中发生重叠的位置、整个复合材料层合板的厚度分布 以及每层上铺放角的分布,还可对其在弹塑性范围内的拉伸性能进行精确仿真。     

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%。     

铺放参数对复合材料厚度方向力学行为影响

为了探究铺放工艺参数的变化对复合材料厚度方向力学行为的影响,通过面外拉伸实验分析了铺放压力与铺放温度对复合材料厚度方向面外拉伸强度与拉伸模量的影响,并对不同铺放工艺的试件失效模式进行了分析。试验结果表明,增大铺放压力会减小层间富树脂区厚度,使复合材料面外拉伸强度不断增大,当铺放压力为0.225 MPa时取得实验组最大值,与铺放压力0.075 MPa相较强度提升约13.1%,失效模式由纤维断裂与纤维层剥离的组合转变为纤维断裂;铺放压力的进一步增大会挤压层间树脂,改变树脂富集形态,使面外拉伸强度下降,剥离失效模式再度出现。实验用复合材料的适宜铺放温度为30℃,过高的铺放温度会导致孔隙率的上升,使复合材料的面外拉伸强度严重下降,裂纹扩展失去规律性;与铺放温度25℃相比,铺放温度为45℃时复合材料面外拉伸强度下降达19.2%,失效模式由纤维断裂与纤维层剥离的组合失效转化为单一的纤维层剥离失效。     

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。     

嵌入式中温共固化复合材料阻尼结构制作工艺及层间结合性能

嵌入式共固化复合材料阻尼结构层间易脱层问题的解决对这种新型阻尼结构的应用来说至关重要.本文根据中温固化玻璃纤维/环氧树脂复合材料固化工艺参数,提出用正交实验法研究嵌入复合材料层中的粘弹性阻尼薄膜的组分,探索用刷涂工艺在预浸料表面刷涂不同厚度的阻尼薄膜,然后利用固化工艺制作嵌入式共固化复合材料试件,最后通过阻尼层剪切实验,获得阻尼薄膜厚度与层间最大剪切应力的变化曲线.失效界面分析说明刷涂工艺制成的阻尼薄膜与玻璃纤维/环氧树脂预浸料共固化反应后在层间形成互穿网络结构(IPN)和物理融合,这使得嵌入式共固化复合材料具有更好的层间结合性能.     

碳-铝复合材料低应力破坏原因探讨

本文主要就碳-铝复合材料的纵向抗拉强度低于混合律估算值,纤维的增强作用不能充分发挥,发生低应力破坏的原因进行探讨。研究了M40/LD_2,T300/LD_2,上碳/LD_2等碳-铝复合材料经液氮深冷—150℃冷热循环处理和不同温度加热真空处理,产生不同程度的界面反应和界面状态所引起抗拉强度的变化。分析探讨碳-铝复合材料发生低应力破坏的原因。 试验结果表明碳-铝复合材料在制备过程中发生不同程度的界面反应,造成碳纤维损伤,生成界面反应层,使纤维与铝基体的界面结合增强。过强的界面结合使裂纹易于向碳纤维内部扩展,造成脆断。界面结合强弱对碳-铝复合材料的破坏过程和抗拉强度有重要影响,控制碳纤维与铝基体的界面结合是获得高性能碳-铝复合材料的关键。通过适当的处理改善界面结合状态可使M40/LD_2复合材料抗拉强度提高25～40％。     

热暴露对B/Al复合材料性能的影响

对经300℃、500℃高温热暴露的B／Al（LF6）复合材料的力学性能进行了研究，实验结果表明材料在300℃下热暴露时，性能下降速度较慢，100h后强度保留率约为76％，延伸率保留率为74％。而在500℃下热暴露时，5h以上强度就有明显降低。高温长时间热暴露后复合材料的断裂也从积累型转变为典型的非累积型断裂。通过透射电镜（TEM）及扫描电镜（SEM）对固态热压制造态和主温热暴露的界面状况进行了分析，认为界面反应是造成B／Al复合材料力学性能下降的主要原因。     

考虑含界面裂纹应力集中系数的复合材料强度计算

弱界面复合材料受横向拉伸时,界面会在材料整体破坏前发生脱粘,材料横向拉伸强度甚至远低于纯基体的拉伸强度。为了准确地预测弱界面复合材料的偏轴强度,需要考虑和量化纤维埋入及界面脱粘对基体现场强度的影响。定义考虑界面裂纹的应力集中系数,提出一种新的方法用于预测弱界面复合材料在任意角度偏轴拉伸作用下界面脱粘对应的临界外加载荷和材料的整体强度;并对不同种类的复合材料进行算例分析。结果表明:加入新定义的应力集中系数可以明显提高预测的准确性。     

单向C/C复合材料高温氧化环境力学性能试验

为研究高温氧化环境单向C/C复合材料力学特性,对C/C复合材料单向板开展了700℃和900℃的氧化试验以及室温、700℃和900℃的拉伸试验.结果 表明:无涂层单向C/C复合材料在相同温度下,失重率随着氧化时间的增加而增大,在相同氧化时间内,温度越高,氧化失重率越大;无涂层单向C/C复合材料在700℃氧化4h后失重率为...     

M40-T300／BADCy混杂复合材料的研究

利用单向铺层模压工艺制备了M40-T300/BADCy单向层内和层间混杂复合材料,研究了混杂方式、混杂比及铺层顺序对混杂复合材料的拉伸性能、弯曲性能及层间剪切性能的影响规律.结果发现,层内混杂复合材料的性能介于两种单一复合材料之间,T300纤维含量越高,强度越大,M40纤维含量越高,则模量越大.以T300纤维为芯层,M40纤维为外层的层间混杂复合材料([(M40)1/(T300)3]s)具有与M40/BADCy复合材料相近的弯曲模量及与T300/BADCy复合材料相近的层间剪切强度,适合作为航天飞行器结构材料使用.     

大载荷缠绕杆件的拉伸和压缩性能

采用缠绕成型的方法制备了碳纤维/环氧树脂复合材料杆件,对杆件进行了拉伸、压缩试验,并且对缠绕用原材料的性能进行测试。结果表明:缠绕原材料的拉伸及层剪性能优异,缠绕成型的复合材料杆件力学性能较高,压缩与拉伸强度分别大于400与240 MPa,杆件端头是应力集中区域,端头的设计连接以及复合材料的层间性能是影响复合材料杆件拉伸、压缩性能的重要因素。     

Ti合金与SiC_p/Al复合材料在无压浸渗同步复合过程中的相容性

采用熔铝无压浸渗复合工艺在高体份SiCp／Al复合材料制备过程中同步复合Ti合金零部件（圆柱体）,研究了这种跨宏-微观尺度、超混杂铝基复合材料的微观组织及性能,特别是SiCp／Al复合材料与Ti合金零部件之间的相容性。结果表明,复合材料性能优异、组织致密,SiC颗粒分布均匀、无偏聚现象。SiCp／Al复合材料与Ti合金之间的界面结合非常紧密,Ti元素向铝合金基体一侧有一定距离的扩散,并且出现了可增强界面结合的连续、无缺陷的界面反应物薄层,SEM和XRD分析表明界面反应产物为Al2Ti,界面剪切强度超过200MPa,完全可以满足在复合材料中的Ti合金零部件处加工装配孔的要求。     

高性能铝基复合材料的颗粒分布及界面结合

采用常规粉末冶金和高能球磨粉末冶金法制备了B4Cp/Al复合材料，研究了B4C颗粒分布与界面结合特点、形成机制以及对材料性能的影响。结果表明，17％（体积分数）B4Cp/6061Al复合材料的屈服和抗拉强度分别为415MPa和470MPa，比常规粉末冶金复合材料分别提高了69％和70％。微观分析表明，高能球磨粉末冶金复合材料中B4C颗粒均匀分布、颗粒与基体之间存在近百纳米厚度的界面层，界面层由呈带状且有序分布的微细铝晶粒和弥散分布的纳米颗粒组成。高能球磨过程中，铝粉末在钢球表面形成冷焊层，B4C不断被挤入而均匀化是实现颗粒均匀分布的主要机制；球磨过程中铝粉末表面氧化层破碎暴露出新鲜铝表面且与镶嵌与铝粉末中的B4C颗粒形成界面结合是获得良好界面结合复合材料的重要条件     

弯曲纤维对SiO2f/SiO2复合材料拉伸强度的影响

以SiO_(2f)织物作为增强相,采用循环浸渍固化工艺,制备了SiO_(2f)/SiO_2复合材料。在制备过程中,通过对SiO_(2f)织物进行模压处理,使SiO_(2f)呈现出不同程度的弯曲,测定了纤维弯曲后复合材料的拉伸强度,研究了纤维弯曲时复合材料的断裂过程。结果表明:弯曲纤维将导致复合材料的拉伸强度下降,最低拉伸强度仅为5.5 MPa,纤维弯曲时复合材料的断裂过程为逐层断裂,断裂应变增加,最大断裂应变达到1.19%。     

Feasibility study of thermo-compensated resistance brazing welding of C/C composites and T2 copper with AgCuTi filler metal

The dissimilar materials joining of C/C composites to T2 copper were performed successfully by thermo-compensated Resistance Brazing Welding (RBW) with AgCuTi filler powder. The interfacial microstructure, phase composition, and shear strength of the resistance brazed joints were investigated by the relevant analysis method. Experiment results indicated that the order affecting the shear strength of the C/C-Cu joint was welding current, welding pressure, and welding time in turn. The shear strength of backward thermo-compensated RBW was higher than that of forward thermo-compensated RBW due to the Peltier effect. The maximum shear strength of the C/C-Cu joint was 11.56 MPa in the optimized welding parameter with welding current of 8.0 kA, welding time of 60 ms, and welding pressure of 0.10 MPa by backward thermo-compensated RBW. The interface structure at the resistance brazed joint with this welding parameter was C/C composites/TiC/Cu (s.s)/T2 copper. The TiC phase was verified at the interface of the brazed joint by Scanning Electron Microscope (SEM), Energy-Dispersive X-ray Spectrometer (EDS), and X-ray Diffraction (XRD). Considerable fractures occurred in the C/C composites and partial fracture occurred at the interfacial reaction layer.