2D-C/C复合材料及其石墨化制品烧蚀特性分析

以液化石油气为碳源,2D炭纤维织物为基体,通过1000℃~1100℃沉积热解炭,制备了沉积态2D-C/C复合材料。通过对沉积态2D-C/C复合材料在2800℃热处理10h制备了石墨态2D-C/C复合材料。采用小型发动机烧蚀实验对两种复合材料的烧蚀性能进行了测试和评价;通过比较两种复合材料的孔隙分布、基体和纤维的结合强度以及热导率,解释了它们不同的烧蚀特性和烧蚀机理。结果表明:沉积态2D-C/C复合材料由于孔隙分布少、基体和纤维结合强度大、面间热导小,烧蚀主要由热化学反应(氧化)控制,烧蚀表面平整,烧蚀率为0.033mm/s。石墨态2D-C/C复合材料由于孔隙分布多、基体和纤维结合强度小,烧蚀主要由氧化和机械剥蚀控制,烧蚀表面出现烧蚀坑,烧蚀率为0.046mm/s。     

两种抗氧化碳/碳复合材料的高温氧化行为

用恒温热重法测定了表面经化学气相渗 SiC 的碳布层叠和碳毡抗氧化碳/碳复合材料在1300℃、空气中的氧化失重速率,并研究其高温氧化行为。氧化动力学测定结果表明,碳布层叠和碳毡抗氧化碳/碳材料在1300℃空气中1h 的平均氧化失重速率分别为0.024和0.033g/m~2·s。两种材料的氧化失重速率随氧化时间延长而减小。研究表明,材料表面 SiC 涂层中的微裂纹缺陷作为环境中氧的快速扩散通道,使得涂层底部基体的碳发生氧化。在达到稳态后,氧化速率限制过程为反应气体和产物气体通过 SiC 涂层底部气体边界层的扩散过程。     

包埋浸渗/气相沉积二步法在C/C复合材料表面制备SiC涂层

采用包埋浸渗法和化学气相沉积(CVD)法相结合在炭/炭(C/C)复合材料表面制备了SiC涂层, 借助扫描电镜、能谱分析以及X射线衍射等检测手段对涂层的微观组织形貌、元素分布和物相组成进行了观察与分析. 结果表明:包埋法制备的SiC涂层与C/C复合材料基体的界面处形成了梯度过渡层, CVD法制备的涂层十分致密, 有效填充了包埋SiC涂层中的孔隙, 因此, 二步法制备的SiC涂层具有良好的防氧化性能, 涂层试样在1500℃静态空气中氧化60h失重率仅为2.01%. 试样失重的主要原因是其在高低温热循环过程中氧气从涂层中的微裂纹扩散至基体表面, 从而引起基体氧化所致.     

3D-C/SiC复合材料拉伸蠕变损伤和蠕变机理

对3D-C/SiC复合材料进行拉伸蠕变试验,蠕变进行一段时间后,用扫描电子显微镜(SEM)观察试样表面的变化,同时测量试样的共振频率.结果表明,3D-C/SiC除通常CMC所产生的蠕变损伤外,纤维束滑动,纤维束之间的夹角变化,孔隙变形,部分孔隙表面空间位置改变,孔隙表面产生基体微裂纹,损伤在纤维束交叉处更为集中,这些可作为3D-C/SiC蠕变变形的独特机理.电阻和模量的相对变化与蠕变曲线相似,因此电阻和模量都可表征C/SiC材料的蠕变损伤,作为损伤变量.该材料的蠕变属于损伤引起.     

基于改进遗传算法的C/SiC拉伸损伤声发射模式识别

采用层次聚类及基于改进遗传算法的无监督模式识别方法,对2D-C/SiC复合材料常温拉伸试验过程的声发射数据进行分析,结合试样断口的扫描电镜(SEM)照片,得到拉伸过程中5类损伤模式及其典型声发射特征参数。通过对各类损伤的能量分布、累计事件数和累计能量的分析,研究C/SiC复合材料的损伤演化过程,发现其过程可分为基体微裂纹和界面失效为主的初始损伤阶段、基体微裂纹停滞导致层间剥离及纤维失效占主导地位的裂纹饱和阶段、基体长裂纹和界面失效为主的损伤积累发展阶段和纤维束大量失效的宏观断裂阶段。     

C/SiC复合材料表面Si-C-B自愈合涂层的制备与抗氧化行为

采用化学气相沉积法(CVD)制备单质B和BCx分别对SiC涂层进行改性,在二维碳纤维增强碳化硅(2D C/sic)复合材料表面制备SiC/B/SiC和SiC/BCx/SiC两种多层白愈合涂层,并利用扫描电镜对多层涂层表面和断面进行显微分析. 700°C静态空气条件下氧化结果表明: CVD-B和CVD-BCx改性层氧化后生成的B2O3玻璃相可以较好地封填涂层微裂纹,氧化动力学受氧通过微裂纹和B2O3玻璃层的扩散共同控制;SiC/BCx/SiC-C/SiC复合材料氧化过程中氧化失重率更小,氧化10h后的强度保持率更高.     

2D SiC/SiC复合材料电阻率对服役环境的响应特性

研究针对不同服役环境下2DSiC/SiC复合材料的电阻率特性进行了研究。从1300℃降至室温的无氧环境中,复合材料的电阻率随温度降低而增大;借助曲线拟合,建立了电阻率与温度之间的映射关系。在1300℃空气环境中氧化20和60 h后,由于PyC界面层和SiC基体的氧化,复合材料的导电性显著降低;以SiO₂的含量定量表征氧化程度,建立了电阻率与氧化损伤之间的映射关系。复合材料的电阻率和应力随应变的变化趋势相似,电阻率变化率和刚度随应变的变化趋势相反。在线性阶段,基体开裂数量极少,刚度几乎不变,电阻率缓慢增大;在非线性阶段,基体开裂数量增加较快,造成刚度降低,电阻率快速增大;后半段的基体裂纹数量缓慢增多,刚度和电阻率变化率趋于平稳。     

Si/Mullite/Er2SiO5新型环境障涂层的1350℃氧化行为

采用化学气相沉积与等离子喷涂相结合的方法在SiC/SiC复合材料表面制备了Si/Mullite/Er2SiO5新型环境障涂层,并研究了其在1350℃下的氧化行为。通过SEM、EDS和XRD分析了环境障涂层在氧化过程中的结构成分变化。结果表明:带有Si/Mullite/Er2SiO5环境障涂层试样氧化增重动力学曲线符合对数规律,前期氧化速率较高,随着氧化时间的增加逐渐趋于稳定,可以在1350℃下工作达400h。涂层失效主要是由于氧元素通过涂层扩散至黏结层与基体,使得黏结层与基体氧化,降低了黏结强度,从而使得涂层发生剥落。氧化试验过程中产生的纵向裂纹成为元素扩散通道,加速了氧化失效。     

SiC/SiC复合材料在高温空气中的氧化行为

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC/SiC)是先进航空发动机热端部件的重要候选材料.在高温燃气环境中,SiC/SiC会发生氧化腐蚀,导致材料性能迅速恶化.为了揭示国产SiC/SiC复合材料在高温燃气环境中的氧化腐蚀行为,本工作测试了SiC/SiC复合材料的1100～1300℃空气氧化性能,获得了材料的氧化动力学曲线,利用SEM,XPS和XRD分析了材料的形貌、成分和物相演变规律,以阐明其氧化行为.结果表明:SiC/SiC复合材料在1100～1300℃的氧化动力学均遵循抛物线规律;其氧化物为SiO2.SiC/SiC在1100℃时仅发生轻微氧化,温度高于1200℃时复合材料的氧化程度随温度升高而加剧.在BN界面相和基体孔隙附近的氧化现象更为明显.SiC/SiC复合材料的弯曲强度随氧化程度增加而降低.     

C/SiC复合材料应力氧化失效机理

研究了干氧和湿氧两种气氛、疲劳和蠕变两种应力下C/SiC复合材料在1300℃的应力氧化行为. 试验结果和断口形貌SEM分析表明: C/SiC复合材料在疲劳应力下比在蠕变应力下具有更强的抗氧化能力和更长的持续时间; 干氧环境中的蠕变试样以C纤维氧化失效为主; 水蒸气的存在加剧了SiC基体的氧化, 并且使受蠕变应力的C/SiC复合材料以SiC基体氧化失效为主.     

2D-C/SiC复合材料的氧化损伤及刚度模型

采用不同界面强度的2种2D-C/SiC试件,在空气环境中进行700℃无应力氧化试验。通过扫描电镜(SEM)分析发现：材料表面的氧化机制为反应控制,纤维均匀变细;内部的氧化机制为扩散控制,被氧化的纤维产生了缺口或者局部缩颈现象。纤维氧化使有效承载面积减小,导致材料的模量和强度下降。强界面材料模量高而强度低,断口整齐;弱界面材料模量低而强度高,纤维拔出较长。基于以上 SEM分析结果,建立了细观力学模型,对起始模量进行模拟计算,获得了与试验值比较吻合的结果。     

2D-C/C复合材料氧化动力学模型及其氧化机理

用热重法研究了二维炭/炭(2D-C/C)复合材料的等温氧化, 提出了氧化动力学模型, 用SEM观察了样品不同氧化程度的微观形貌, 并探讨了材料的等温氧化机理。氧化分2个阶段: 线性氧化阶段, 氧化失重率小于约65%, 氧化速率处于稳定状态; 非线性氧化阶段, 氧化失重率约大于65%, 氧化速率急剧减小。Arrhenius曲线由折点在800~850℃之间的2条直线组成。线性氧化阶段, 活化能分别为217.2kJ/mol和157.0kJ/mol; 非线性氧化阶段, 反应级数分别为0.55和0.65, 活化能分别为219.3kJ/mol和182.0kJ/mol。通过实验验证, 氧化动力学模型可以较好地预测材料的恒温氧化。氧化从炭纤维与基体炭的界面开始, 基体氧化快于纤维, 氧化后期主要是纤维的氧化。在750~800℃, 氧化为化学反应控制; 在850~905℃, 氧化由化学反应和气体扩散共同控制, 但非线性氧化阶段气体扩散对氧化的贡献小于线性氧化阶段。      

毡基碳/碳复合材料氧化动力学研究

本文研究了不同温度(773～1173K)条件下,毡基碳/碳复合材料的氧化动力学行为,并利用扫描电镜观察分析了不同氧化程度的碳/碳复合材料显微组织。实验结果表明:毡基碳/碳复合材料在各温度下氧化速度均不随时间而变化。在高于和低于873K时,其氧化机制不同,二者的活化能分别为128kJ/mol和96kJ/mol;同时,碳/碳复合材料氧化过程中。碳毡优先氧化,随着氧化过程进行到后期,基体碳氧化程度加剧。另一方面,毡基碳/碳复合材料的氧化速度主要受该材料的表面反应、气体扩散、催化剂等因素的影响。     

Comparison of oxidation behaviors of 3D C/PyC/SiC and SiC/PyC/SiC composites in an O2-Ar atmosphere

Oxidation behaviors of three-dimensional woven C/PyC/SiC and SiC/PyC/SiC prepared by CVI processing were investigated in an O₂-Ar atmosphere at 600 °C, 900 °C and 1200 °C, respectively, by using thermogravimetric analysis. After machining, both composites should be protected by CVD SiC coating, which was demonstrated effectively in improving the oxidation resistance of both composites. The oxidation behavior of SiC/PyC/SiC was different from that of C/PyC/SiC. The oxidation kinetics of C/PyC/SiC was controlled by the rate of the reaction between carbon and oxygen at 600 °C and by the oxygen diffusion through the coating microcracks at 900 °C. The oxidation kinetics of SiC/PyC/SiC at both 600 °C and 900 °C were assumed to be controlled by the oxygen diffusion through channels of coating and matrix defects and looped pipelines instead of PyC interphase. At 1200 °C, the oxidation was controlled by oxygen diffusion through the SiO₂ scale, which took place mainly on the surfaces of both composites.     

不同先驱体制备C/SiC复合材料及其浸渍行为

采用先驱体浸渍裂解工艺(PIP工艺)制备C/SiC复合材料,研究了不同先驱体对复合材料浸渍行为的影响(三种先驱体分别为固态聚碳硅烷(PCS(s))、液态聚碳硅烷Ⅰ(PCS-Ⅰ(l))和液态聚碳硅烷Ⅱ(PCS-Ⅱ(l)),制备的三种复合材料体系分别为C/SiC-0、C/SiC-Ⅰ和C/SiC-Ⅱ)。结合C/SiC复合材料的力学性能以及不同裂解周期C/SiC复合材料的微观形貌,研究了不同先驱体制备的C/SiC复合材料对碳纤维织物浸渍行为的影响。研究结果表明:C/SiC-Ⅰ复合材料的室温弯曲强度最高,达到336 MPa。不同裂解周期的微观形貌显示, C/SiC-0复合材料内部孔隙分布于碳纤维束间; C/SiC-Ⅰ复合材料内部较致密,孔隙分布均匀; C/SiC-Ⅱ复合材料基体和束丝内部都存在孔隙,说明三种聚碳硅烷浸渍液对C/SiC复合材料有不同的浸渍效果。凝胶渗透色谱(GPC)的分析结果显示,由于浸渍液的分子量不同,大分子无法浸渍到碳纤维束丝内部,会造成裂解后的复合材料束内SiC基体较少,造成其力学性能较低。     

Investigation of structure,mechanical and tribological properties of short carbon fiber reinforced UHMWPE-matrix composites

Structural, mechanical and tribological properties of composite materials based on ultra-high molecular weight polyethylene reinforced with carbon fibers were investigated. The effect of surface modification of carbon fibers on the interaction at the fiber–matrix interface in UHMWPE based composites was studied. It was found that the thermal oxidation of carbon fibers by air oxygen at 500 °C can significantly enhance the interfacial interaction between the polymer matrix and carbon fibers. This allowed us to form composite materials with improved mechanical and tribological properties.     

MSI工艺制备C/SiC复合材料的氧化动力学和机理

以针刺整体炭毡为预制体, 采用CVD+MSI工艺制备了C/SiC复合材料, 借助XRD和SEM研究材料的微观组织, 通过等温氧化失重和非等温热重分析研究材料的氧化反应动力学和反应机理. 结果表明: MSI工艺所制备的C/SiC材料致密度高, 物相组成为类石墨结构的C、反应生成的SiC和残留Si. 其等温氧化反应机理: 第Ⅰ阶段为反应控制, 第Ⅱ和Ⅲ阶段为扩散和反应共同控制; 材料的非等温氧化过程呈现自催化特征, 氧化机理为随机成核, 氧化动力学参数为: lgA=8.752min^-1, E_a=169.167kJ·mol^-1. 与C/C材料相比, C/SiC材料有较差的低温氧化性能和稳定的高温氧化性能, 这与MSI的工艺特征密切相关.     

Tensile properties of carbon fibres and carbon fibre–polymer composites in fire

The effect of fire on the tensile properties of carbon fibres is experimentally determined to provide new insights into the tensile performance of carbon fibre–polymer composite materials during fire. Structural tests on carbon–epoxy laminate reveal that thermally-activated weakening of the fibre reinforcement is the dominant softening process which leads to failure in the event of a fire. This process is experimentally investigated by determining the reduction to the tensile properties and identifying the softening mechanism of T700 carbon fibre following exposure to simulated fires of different temperatures (up to 700 °C) and atmospheres (air and inert). The fibre modulus decreases with increasing temperature (above ～500 °C) in air, which is attributed to oxidation of the higher stiffness layer in the near-surface fibre region. The fibre modulus is not affected when heated in an inert (nitrogen) atmosphere due to the absence of surface oxidation, revealing that the stiffness loss of carbon fibre composites in fire is sensitive to the oxygen content. The tensile strength of carbon fibre is reduced by nearly 50% following exposure to temperatures over the range 400–700 °C in an air or inert atmosphere. Unlike the fibre modulus, the reduction in fibre strength is insensitive to the oxygen content of the atmosphere during fire. The reduction in strength is possibly attributable to very small (under ～100 nm) flaws and removal of the sizing caused by high temperature exposure.     

化学气相渗透2D-SiCf/SiC复合材料的蠕变性能及损伤机理

研究了采用化学气相渗透工艺制备2D-SiC_f/SiC复合材料的真空蠕变性能, 蠕变温度为 1200、1300和1400 ℃, 应力水平范围为100~140 MPa。用扫描电子显微镜(SEM)和高分辨透射电子显微镜(TEM)分别观察分析了2D-SiC_f/SiC复合材料的蠕变断口形貌和微观结构。结果表明, 2D-SiC_f/SiC复合材料的主要蠕变损伤模式包括基体开裂、界面脱粘和纤维蠕变。桥接裂纹的纤维发生蠕变并促进了基体裂纹的张开、位移增大, 进一步导致复合材料蠕变断裂, 在复合材料蠕变过程中起决定性作用。2D-SiC_f/SiC复合材料的蠕变性能与SiC纤维微观结构的稳定性密切相关。在1200 ℃/100 MPa时, 纤维晶粒没有长大, 复合材料的蠕变断裂时间大于200 h; 蠕变温度为1400 ℃时, 纤维晶粒明显长大, 2D-SiC_f/SiC复合材料蠕变断裂时间缩短至8.6 h, 稳态蠕变速率增大了三个数量级。