PAN基炭纤维皮芯结构的高温演变规律

以T300聚丙烯腈(PAN)炭纤维为研究对象,在1500℃～2500℃进行石墨化处理,采用元素分析、XRD、TEM和Raman测试手段从成分含量、聚集态结构、碳化学结构、微晶结构等方面分析研究PAN炭纤维在高温热处理过程中皮芯结构的演变规律及机理。结果表明,随热处理温度的升高,氮元素含量和d002逐渐减少,碳含量和石墨微晶网面宽度(La)不断增加。超过1900℃后La增加显著。由径向4点的Raman结果可知,皮层的G峰强度比芯层强(1700℃时G峰位置无变化)。然而,2500℃热处理后,从纤维芯向皮层的G峰位置从1 588.2移至1582.2 cm-1处,G峰和D峰的半峰宽强度分别从46.3降至28.9cm-1,46.9降至36.7cm-1处。不同热处理后皮芯微观结构的差异与氮元素的脱除和温度有密切关系。低于1900℃时,由于较短的分散通道和较高的皮层温度,接近皮层的氮元素更易脱除,这导致随温度的升高,皮层比芯层的La增加缓慢。超过1900℃时,氮元素完全脱除,皮层石墨化快于芯层,导致皮芯差异加剧,皮层呈较高的模量和芯层呈较高强度。     

热处理时间对PAN碳纤维性能影响的研究

聚丙烯腈(PAN)碳纤维由有机纤维经过高温处理得到,其结构和性能与热处理时间密切相关。采用固体核磁共振碳谱仪、热失重分析仪、X射线衍射仪和力学性能分析等研究了热处理时间对预氧纤维结构、碳纤维结构和性能的影响。结果表明:预氧化时间的延长使环化、脱氢和氧化反应形成的—C═N、C═C、C═CH、C═O含量增加,使预氧纤维的稳定性增强,形成的碳纤维微晶尺寸较小、层间距较大,碳纤维拉伸强度和拉伸模量较大,但体密度较低;随着碳化时间的延长,纤维的热稳定性呈现先下降后增强的趋势,碳纤维的微晶尺寸增大,层间距减小,碳纤维的体密度、拉伸强度和拉伸模量增加。     

我国碳纤维行业的发展现状及建议

<正>碳纤维是一种耐高温纤维,它的密度不到钢的1/4,拉伸强度大于3.50GPa,是钢的7~9倍,拉伸弹性模量为230~430GPa。碳纤维是具有高强高模、耐高温、耐腐蚀、耐疲劳、耐湿、密度小、蠕变小、导电传热、热膨胀系数低等一系列优异性能的新型纤维。碳纤维以聚丙烯腈纤维、沥青纤维、粘胶丝或酚醛纤维为原料生产纤维,在惰性气体中经氧化、碳化(300~1 600℃)制得碳纤维,其碳含量在     

温度对kapton聚酰亚胺力学性能与疲劳强度影响的研究

研究了kapton薄膜的力学性能、疲劳强度与温度的关系。结果表明:kapton的屈服强度和拉伸强度均随温度的升高而降低,但温度对拉伸强度的影响更为显著;kapton的弹性模量随温度升高而增大,但温度越高,弹性模量增大得越慢;20℃以下时,温度升高对kapton的延伸率没有影响,20℃以上时,延伸率随温度升高而降低;随温度升高kapton薄膜的疲劳强度线性降低。     

Mg-xSn-1.5Al-1Zn-1Si合金的高温力学性能研究

以Mg-xSn-1.5Al-1Zn-1Si合金为研究对象,分析了Sn含量、拉伸温度及断口形貌对高温力学性能的影响.结果表明:Sn含量对高温强度和塑性均有较大影响,随着Sn含量的增加,合金的高温强度和塑性均出现先升高后减小的趋势,Sn为5％时合金的强韧性达到较佳配合.合金的强度指标随温度升高而下降,200℃及以下条件下降低幅度不大,塑性指标随温度升高而增加,200℃及以上条件下变化显著.对于不同Sn含量的合金,高温拉伸断口形貌相似,都属于典型的韧性断裂,形貌特征与力学性能十分吻合.     

Fe-V系合金软化现象及机理的研究

一般认为,合金化将使屈服强度提高,但在一定的溶质含量和一定的温度下,体心立方固溶体合金的屈服强度有可能比纯铁还低,并且随溶质含量的增加而降低,称之为合金软化。Fe-V 合金的拉伸实验表明:(1)在室温和低温下都存在合金软化现象,(2)随温度的降低,屈服应力的极小值移向钒含量较高的合金,见图1。净化理论认为,Fe-V 合金的软化是由于合金中的碳和氮原子与钒形成钒的碳化物和氮化物,减少了间隙碳、氮原子对位错运动的阻力所致。stoloff~([1])指出,0.1%的钒能够使间隙氮原子浓度降低到     

牵伸对石墨纤维结构和力学性能的影响

以一种典型国产碳纤维为原材料,借助XRD、密度梯度仪和力学测试研究了不同石墨化温度2100℃、2300℃下,不同的牵伸率对聚丙烯腈基(PAN)石墨纤维结构和力学性能的影响。结果表明:在一定的石墨化温度下,随着牵伸率的增大,碳纤维的体密度、弹性模量和抗拉强度均增大。同时,石墨微晶尺寸(Lc、La)与取向度均随其热牵伸比的增加而增大。此外,在同一牵伸比条件下,随热处理温度的升高,弹性模量增加,抗拉强度下降,石墨微晶尺寸(Lc、La)与取向度均随热处理温度的升高而增大。     

聚合物共混技术制备酚醛基纳米碳纤维

以聚丙烯（PP）为热解高聚物、酚醛树脂（PF）为碳纤维前躯体进行共混，采用熔融纺丝法将共混体系纺丝，对得到的纤维拉伸之后碳化去除去聚丙烯，得到酚醛基纳米碳纤维。采用红外光谱、扫描电镜等对PP／PF共混体系的相容性及微观结构进行分析，研究了纺丝牵伸比、降温母粒含量对纳米碳纤维形态的影响；用x射线衍射技术对纳米碳纤维的微晶结构进行研究。结果表明：随着降温母粒加入量的增加，酚醛树脂的分散尺寸增大；随着牵伸比的增加，纳米碳纤维的直径减小。XRD测试分析发现PP／PF共混纤维600℃碳化处理后已经开始产生一些石墨微晶，随碳化温度的升高，微晶长大，碳结构开始更趋规整、有序。     

乙烯基三乙氧基硅烷溶胶-凝胶涂层改善碳纤维的热稳定性及表面性能(英文)

以乙烯基三乙氧基硅烷作前驱体在碳纤维表面制备了溶胶-凝胶涂层。通过扫描电镜、能量分散谱仪以及热重分析对涂层进行表征。通过单纤维拉伸强度测试研究碳纤维的力学性能,采用动态接触角测定碳纤维的表面能。结果表明,溶胶-凝胶涂层改善了碳纤维的抗氧化性能和力学性能。与未涂层纤维相比,涂层碳纤维的起始氧化温度提高了100℃,单纤维拉伸强度提高了5.9%~12.1%,但是涂层脱落及表面裂纹导致碳纤维的拉伸强度随着氧化温度的升高而降低。另外,溶胶-凝胶涂层降低了碳纤维的表面能,使其具有较好的疏水性能。     

一种碳纤维预浸料维修补片的固化工艺与性能

碳纤维预浸料作为外场胶结维修补片的主要材料，其固化工艺将直接影响补片的微观结构和力学性能。针对一种碳纤维预浸料进行差示扫描量热测试，研究预浸料的固化反应特征温度和固化动力学参数，并对不同固化工艺的维修补片进行微观形貌分析和拉伸性能测试。结果表明，不同固化保温时间得到的试样样条拉伸性能有明显差别，且拉伸强度和弹性模量随固化保温时间的增加而增大，充分的固化使得试件性能变得更为均匀，但拉伸破坏应变保持不变。保温时间越长，随着固化度的增加，树脂和碳纤结合地更加良好，因此复合材料的拉伸性能更好。该碳纤维预浸料在温度436.4K条件下固化，并保温120min制作的维修补片具有最佳拉伸力学性能。     

碳纤维增强聚酰亚胺复合材料的碳化研究

利用模压成型法制备了碳纤维增强聚酰亚胺复合材料(CF/PI),研究了不同碳化温度下,CF/PI复合材料的结构以及性能的变化规律。结果表明,500~800℃,热失重显著,对应亚酰胺环沿着C-N键断裂,先后发生脱羰基、脱氢反应。碳化后,分子处于无序态,力学性能大幅下降;800~1000℃,分子内官能团进行重组,900℃碳化后出现了表征碳材料(110)面的衍射峰,且力学强度达到最大值,复合材料的碳层结构逐渐形成。随着碳化温度的增加,基于聚酰亚胺与碳纤维的相互作用,复合材料的界面结合情况得到改善,且900℃碳化后,复合材料具有最佳综合性能。     

先驱体浸渍裂解C/SiCN复合材料的拉伸行为与基体开裂机制

采用先驱体浸渍裂解法制备陶瓷基复合材料过程中会形成基体裂纹和孔隙, 基体开裂和裂纹演化机制是工艺设计和性能优化的依据。本研究采用真空旋转浸渍-裂解法制备了无界面相的纤维束C/SiCN复合材料, 分析了该材料的拉伸性能和基体裂纹增殖现象, 讨论了浸渍裂解次数和热处理温度对基体裂纹的影响规律。研究结果表明: 当热处理温度为1000~1400 ℃时, 该复合材料的化学组成变化较小; 热处理温度达到1600 ℃时, 先驱体转化的SiCN基体分解, C含量降低, SiC含量升高。随浸渍裂解次数由1次增加到4次, 该复合材料的平均拉伸强度分别提升14.19%、38.83%和63.47%, 同时基体裂纹间距和裂纹开口距离均逐渐减小, 基体纤维结合增强, 断口纤维拔出减少。热处理温度从1000 ℃升高到1400 ℃, C/SiCN拉伸强度缓慢增大; 热处理温度为1600 ℃时, SiCN基体由无定形的SiC_xN_4-x四面体向SiC晶体转变, 基体与纤维脱粘, 二者结合强度降低, 同时基体体积收缩使C纤维损伤, 导致该复合材料拉伸强度陡然下降30.0%。     

聚乙烯醇吹塑薄膜的力学性能

采用哈克挤出－吹塑设备制备了PVA吹塑薄膜。研究了热处理条件对薄膜水含量，结晶以及力学性能的影响，结果表明，处理温度，处理时间及水含量对薄膜结构均有较大影响，处理温度一定，随时间延长，薄膜水含量减少，结晶度增加，拉伸强度提高，达平衡水偏含量时，结晶度和拉伸强度最高，处理温度升高，水蒸发加剧，平衡水含量降低，薄膜结晶度和拉伸强度变化，100℃热处理最佳。     

热处理温度对聚酰亚胺基炭纤维结构性能影响

以聚酰亚胺(PI)纤维为前驱体,经800~2800℃连续高温处理,制备出不同性能的聚酰亚胺基炭(石墨)纤维。采用元素分析、SEM、HR-TEM、Raman、纤维强力仪、电阻率仪等分析手段研究热处理温度对炭纤维(CF)元素含量、结构形貌、力学性能、传导性能等方面的影响。结果表明,随着热处理温度的升高,聚酰亚胺基炭纤维中碳含量从78.97%(800℃)提高到99.72%(2 800℃),非碳原子含量降低;聚酰亚胺基炭纤维表面缺陷数目增加且尺寸增大。同时,纤维的微观结构也从二维乱层石墨结构向有序的三维层状结构发展,表现为石墨化程度的提高及石墨微晶尺寸的增大;炭纤维拉伸强度先增加后降低,最大拉伸强度924.4 MPa,断裂伸长率降低,电阻率减小,热导率增加,2 800℃石墨化处理后纤维热导率为228.4 W·m-1·K-1,是800℃处理后的50.4倍。     

放电等离子烧结制备Ti(C,N)-Co金属陶瓷的组织和性能

采用放电等离子烧结方法制备了Ti(C,N)-Co金属陶瓷,研究了烧结温度和Co含量对TiCN基金属陶瓷力学性能的影响。结果表明:烧结温度在1400℃~1700℃范围内,当Co含量为1%时,随着温度的升高,样品的密度、弯曲强度和硬度不断增大;当Co含量为5%时,随着温度的升高,样品的密度、弯曲强度、硬度呈现先上升后下降的趋势。随着Co含量的增加,TiCN-Co金属陶瓷烧结致密化所需温度降低。烧结温度为1600℃、Co含量为5%时,金属陶瓷试样具有较高的综合力学性能,分别为弯曲强度815MPa和硬度HV101505。     

多壁碳纳米管/环氧树脂聚合物热电和力学性能实验研究

通过比较多壁碳纳米管在不同溶剂中的分散性,优选出(N,N-DMF)表面活性剂和甲醇的混合液,来超声分散碳纳米管,制备成碳纳米管增强的环氧树脂基聚合物.电学和摩擦性能测试表明,随碳纳米管含量的增加,复合材料的体积电阻率呈几何量级的降低,摩擦系数近线性降低.常温下力学性能测试表明,随着碳纳米管含量的增加,其弹性模量先增后降.在50℃时,对于碳纳米管含量≤1%(质量分数,下同)的复合材料,经历了可逆的粘弹性阶段后进入了塑性变形,且温度对复合材料的弹性模量和拉伸强度影响较大;而对于碳纳米管含量＞1%的复合材料,其力学性能反而发生退化.     

多壁碳纳米管/环氧树脂聚合物热电和力学性能实验研究EI

通过比较多壁碳纳米管在不同溶剂中的分散性,优选出(N,N-DMF)表面活性剂和甲醇的混合液,来超声分散碳纳米管,制备成碳纳米管增强的环氧树脂基聚合物.电学和摩擦性能测试表明,随碳纳米管含量的增加,复合材料的体积电阻率呈几何量级的降低,摩擦系数近线性降低.常温下力学性能测试表明,随着碳纳米管含量的增加,其弹性模量先增后降.在50℃时,对于碳纳米管含量≤1%(质量分数,下同)的复合材料,经历了可逆的粘弹性阶段后进入了塑性变形,且温度对复合材料的弹性模量和拉伸强度影响较大;而对于碳纳米管含量＞1%的复合材料,其力学性能反而发生退化.     

退火温度对碳氮薄膜的纳米力学和纳米摩擦性能的影响

采用微波电子回旋共振化学气相沉积技术制备了氮含量不同的碳氮薄膜，采用真空退火技术对碳氮薄膜进行了退火处理，并且利用Laser Raman谱仪和Hysitron纳米力学测试系统对碳氮薄膜的结构、纳米力学以及纳米摩擦特性进行了研究。结果表明：随着退火温度的升高，碳氮薄膜中的sp^2含量降低，sp^2含量增加，而薄膜的纳米力学性能如纳米硬度和弹性模量则随之明显下降。在栽荷相同的条件下，不同氮含量的沉积态碳氮薄膜均表现出基本相同的摩擦系数值。但退火处理会显著改变碳氮薄膜的摩擦系数，氮含量相同时，退火温度越高，摩擦系数越大。但是，摩擦系数随退火温度增大的程度与薄膜中氮含量有关。     

中间热处理对薄壁C/CSiC构件制备及力学性能的影响

采用“化学气相渗透法+先驱体浸渍裂解法”（CVI+PIP）混合工艺制备了薄壁C/C-SiC复合材料构件,研究了C/C多孔体的热处理对C/C-SiC构件密度、变形量及力学性能的影响。研究结果表明：中间热处理可提高C/C的开孔率,有利于SiC的渗入,制备出密度较高的C/C-SiC复合材料构件;中间热处理对构件的层间剪切性能影响不大,但影响构件面内拉伸强度和整体承压性能;中间热处理会导致薄壁C/C-SiC构件在内外径和高度方向发生变形;合适的热处理温度（1600~1800℃）使C/C-SiC构件界面结合强度适中,面内拉伸强度及整体承压性能有了极大的提高;而较高的热处理温度（2100~2300℃）使碳纤维强度下降,使构件拉伸强度及整体承压性能大幅下降。     

增强体种类及含量对金属基复合材料力学性能的影响

用粉末冶金法制备了氧化铝、碳化硅颗粒增强的几种铝合金复合材料, 对不同增强体含量的复合材料进行了力学性能测试。研究结果表明, 复合材料拉伸弹性模量随增强体含量增加而升高, 断裂延伸率下降。SiC_P/2024 具有最高的强度和增强效率, 随增强体含量增加至25% , 强度逐渐升高; SiC_P/7075 的强度水平低于基体合金; SiC_P/Al (工业纯) 强度提高幅度较大; Al₂O_3P/2024的强度随增强体含量增加呈先上升、后下降趋势。分析认为不同复合材料间的这种性能差异由增强体与基体强度水平和变形行为特征所决定。高强度、高模量的增强体与高强度、高形变硬化率的基体的配合是获得高强度复合材料的重要条件。