预浸涂对航空刹车副用C/C 复合材料抗氧化性能的影响

C/C复合材料在高于450℃的空气(氧化气氛)中会显著氧化,可采用基体抗氧化和涂层抗氧化来防止其氧化.作者采用在基体材料表面预先浸涂浸渍剂,再涂刷涂层并将涂层固化处理制备涂层的工艺方法,制备出抗氧化性能良好的抗氧化涂层.预浸涂处理可使材料的起始氧化温度提高近200℃.单独预浸涂以硼酸、TEOS为主的浸渍剂抗氧化效果不明显,而预浸涂以磷酸+硼酸混合液、磷酸为主的浸渍剂效果较好.其最佳抗氧化效果为900℃×2 h静态氧化失重率为0.33%,900℃×4 h静态氧化失重率为1.13%.对以硼酸、磷酸和TEOS及其混合液为主的浸渍剂的抗氧化机理进行了探讨.     

含P,B,Si化合物涂层对C/C复合材料抗氧化性能的影响

以P,B和Si等的化合物为主要组元的涂层对C/C复合材料进行表面抗氧化处理,在700,900℃时进行氧化实验,用SEM观察涂层在氧化前、后形貌的变化,用样品的失重分析成分对涂层抗氧化性能的影响。研究结果表明:浸涂次数对涂层抗氧化性能影响较大,浸涂2次的样品比只浸涂1次的样品的氧化失重低;具有最佳抗氧化效果的涂层在700℃,氧化10h时氧化失重率为0.26％,在900℃,6h时的氧化失重率不超过2％。通过SEM检测发现,涂层在氧化前与涂层具有良好的结合性,没有产生大的缺陷,涂层内低熔点物质在氧化过程中逐步偏聚、挥发导致其抗氧化能力降低。     

浸渍工艺对炭/炭复合材料力学性能的影响

通过对浸渍前后C/C复合材料抗弯性能、剪切性能和耐压性能的比较,分析了浸渍工艺过程对C/C复合材料力学性能的影响.浸渍工艺使C/C复合材料力学性能有明显改善:抗弯强度由浸渍前的101MPa提高到浸渍后的159 MPa,剪切强度由浸渍前的8.6 MPa提高到浸渍后的12.1MP,抗压强度由浸渍前的82 MPa提高到浸渍后的136 MPa.浸渍前后C/C复合材料断口的扫描电镜照片分析可得出浸渍工艺的炭生长层有与CVD工艺类似的微现结构的结论.     

C/C复合材料抗氧化复合涂层的制备及其性能

设计并制备了一种工作温度不大于1373 K的C/C复合材料抗氧化复合涂层,其基本结构为浸溃过渡层,陶瓷相阻挡层/玻璃相封填层,涂覆有复合涂层的C/C复合材料试样在空气中于1173 K下氧化10 h的失重率仅为10.37％,氧化失重速率为5.67×10~(-5)g/(cm~2·min);1173 K←→室温空气中急冷急热10 h循环100次后,失重率为8.41％,涂层没有剥落,说明整个涂层具有良好的高温抗氧化性和抗热震性能,该种复合涂层可在中低温(不大于1373 K)氧化性气氛中长时间工作,适合作C/C复合材料航空刹车副等部件的抗氧化涂层,能够大大提高C/C复合材料的使用寿命和性能。     

C/C复合材料中高温抗氧化涂层的性能

制备了适用于工作温度高于1273K的C/C复合材料抗氧化涂层,它由SiO2、SiC和ZrAlCrY系陶瓷相构成。测量了氧-乙炔焰灼烧5、10、15、20s后涂层试样的质量损失,其平均质量损失率为7.91×10-4g/(cm2·min);涂层试样2h内经过10次室温至1273K急冷急热循环后质量损失率为13.9%,涂层基本完好,说明涂层在1273K以上的高温环境下具有良好的抗氧化性能,但其抗热震性能较中温涂层有所降低。同时对陶瓷粉末粒径对涂层性能的影响进行了研究,得出用较小粒径原料粉末制备的陶瓷涂层的抗氧化性能和抗热震性能较好。该种涂层适合于高温环境下不要求多次重复使用的C/C复合材料的抗氧化保护。     

树脂浸渍补充增密对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响

将CVD预增密至不同初始密度的C／C复合材料进行树脂浸渍／炭化补充增密至1.85g/cm^3，热处理后进行热物理性能的检测和不同刹车压力的摩擦磨损试验。结果表明，树脂浸渍／炭化是一种行之有效的快速致密化手段，所得制品的可石墨化性较好，导热性能也满足国外同类产品的要求；摩擦磨损试验和扫描电镜（SEM）观察结果表明，低一压力下形成的磨屑粒度明显大于高压下的磨屑，因而低压下的摩擦数高于高刹车压力下的摩擦系数。低压下的树脂炭对摩擦磨损的影响相对较大。     

C/C复合材料的金相制样

详细论述了C/C复合材料金相样品的制备方法和金相样品制备过程中可能出现的问题以及控制和消除它们的方法。此方法可确保获得一个平整的、能反映C/C复合材料真实显微组织和结构的金相样品。     

高温热震对具有SiC涂层的C/C复合材料压缩性能的影响

采用化学气相反应法在C/C复合材料表面制备SiC涂层,对SiC涂层C/C复合材料试样进行热震实验。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)及能谱分析等研究涂层的形貌和结构,采用压缩性能试验研究热震次数及热震温度对SiC涂层C/C复合材料试样压缩性能的影响。结果表明:试样的抗压强度在197.9~237.0 MPa之间,平均抗压强度为210.4 MPa。在1 100℃下进行热震实验,抗压强度随热震次数增加呈近似线性降低趋势;当热震次数一定时(15次循环热震),在900~1 500℃温度范围内,抗压强度随热震温度升高逐渐降低。热震温度为1 500℃时,热震后试样的抗压强度略有升高,主要与热震过程中氧化形成的SiO2玻璃的高温自愈合作用有关。     

C/C复合材料抗氧化技术(Ⅰ)

讨论了C/C复合材料氧化的机制及其抗氧化途径的理论依据和具体方法;重点综述了涂层抗氧化的研究现状、制备方法、制备涂层的关键问题及典型的抗氧化涂层,指出该研究领域中应加强的研究方向。     

C/C复合材料抗氧化技术(Ⅱ)

讨论了C/C复合材料氧化的机制及其抗氧化途径的理论依据和具体方法;重点综述了涂层抗氧化的研究现状、制备方法、制备涂层的关键问题及典型的抗氧化涂层,指出该研究领域应加强的研究方向.     

多孔体密度对C/C-Cu复合材料压缩性能的影响

以炭纤维无纬布/网胎针刺整体毡为增强体,采用化学气相浸渗(CVI)法制备不同密度的炭/炭(C/C)多孔体,并进一步加压浸渗铜合金制备炭/炭-铜(C/C-Cu)复合材料,研究C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料压缩性能的影响。结果表明:C/C-Cu复合材料压缩强度在平行和垂直方向差异小;随C/C多孔体密度升高,C/C-Cu复合材料压缩强度提高,各向异性得到改善;多孔体密度为1.65 g/cm3时,材料在平行和垂直两个方向的压缩强度都达到最大值,分别为323.8 MPa和326.6 MPa;平行方向以多层复合剪切破坏形式为主;垂直方向基本沿45°对角线方向剪切破坏。     

预制体结构对平板炭/炭复合材料增密过程的影响

以不同纤维体积分数(21％、26％、32％)、不同布毡质量比(3∶1,2∶1,1∶1)的针刺整体毡为预制体,采用化学气相渗透法(Chemical vapor infiltration,CVI)制备平板炭/炭(C/C)复合材料,研究预制体结构对CVI致密化过程的影响.结果表明:随纤维体积分数增加,整体毡的增密速率及最终密度都逐渐减小:布毡比对增密速率及最终密度影响很小.材料网胎中热解炭圆壳厚度沿材料厚度方向呈内部小、两侧大的对称分布;增加纤维体积分数或增加布毡比,材料内部的热解炭增厚程度随之减小.纤维体积分数为21％的预制体最适宜采用CVI工艺进行增密,增密80 h密度达到1.69 g/cm3,热解炭生长均匀.     

C/C坯体密度对熔融渗硅法制备的C/C-SiC复合材料摩擦行为的影响

以密度分别为0.92,1.10和1.46 g/cm3的多孔C/C材料为坯体,采用熔融渗硅法获得密度分别为1.94,1.86和1.79 g/cm3的C/C-SiC复合材料A、B和C。将C/C-SiC复合材料与40Cr钢配副进行滑动摩擦实验,研究其摩擦磨损行为。结果表明:随载荷增加,坯体密度为1.83 g/cm3的材料B的摩擦因数较稳定,基本围绕0.60波动,波动幅度0.2。材料A的摩擦因数波动幅度为0.3,而材料C的摩擦因数呈直线下降,降幅最大达0.5。但随时间延长,在试验载荷下,材料A的摩擦因数稳定性最好,波动幅度为0.07。SEM形貌表明,低载荷下,C/C-SiC复合材料的陶瓷相磨屑易聚集在摩擦膜边缘,而高载荷下磨屑分布较均匀,但摩擦表面都较粗糙,未形成完整、致密的摩擦膜。     

分散炭纤维对C/C-SiC复合材料压缩性能的影响

以短炭纤维为增强体,采用浸渍模压炭化增密工艺制备C/C多孔体,结合反应熔渗法制备C/C-SiC复合材料。采用电子万能试验机测定复合材料的压缩性能,利用扫描电镜观察该材料及其断口显微形貌;研究纤维分散性对C/C多孔体孔隙和C/C-SiC复合材料压缩性能的影响。结果表明:分散炭纤维制备的C/C多孔体中纤维分布更均匀,没有因纤维束搭桥而产生大孔隙等缺陷;分散纤维增强的C/C-SiC复合材料在平行方向和垂直方向均有较好的压缩性能,其压缩强度分别为100.6 MPa和76.2 MPa。     

C/C复合材料密度及预氧化处理对SiC涂层的影响

采用包埋法分别在密度为0.8、1.4和1.8 g/cm³的炭/炭(C/C)复合材料表面制备SiC涂层,选择密度为1.8 g/cm³的试样研究预氧化处理对涂层结构和抗氧化性能的影响。利用扫描电子显微镜和X射线衍射仪研究涂层的显微组织和物相组成,用1500℃静态空气氧化方法测试涂层的抗氧化性能。结果表明,随C/C复合材料密度增大,涂层嵌入基体的深度越小,涂层与基体的分界越明显。密度为1.8 g/cm³的C/C复合材料进行预氧化处理后,表面粗糙度增大,表面的炭纤维周围产生了环形孔隙,再经过包埋制备SiC涂层,涂层厚度增加且更加均匀致密。将样品于1500℃静态空气中氧化334 h后,氧化质量损失率为0.684×10^?4 g/(cm²·h),氧化后表面生成了莫来石相,抗氧化性能有明显提升。     

炭纤维增强树脂炭复合材料的烧蚀性能

采用等离子烧蚀方法研究了炭纤维增强树脂炭复合材料的烧蚀性能,并对其烧蚀表面形貌进行扫描电镜现察。结果表明,材料取向对其烧蚀性能有很大影响。     

用不同工艺制备的C/C复合材料的力学行为

对CVI(化学气相渗透)、RI(树脂浸渍)和CVI+RI 3种不同工艺制备的C/C复合材料进行了弯曲、剪切实验。结果表明:CVI和CVI+RI增密试样的弯曲、剪切强度均高于RI增密试样;用CVI和用CVI+RI制备的试样,其断裂过程均为典型的假塑性行为,而RI试样为典型的脆断行为。断口SEM观察表明:用CVI制备的试样断口呈锯齿状,有大量纤维从基体炭中拔出;而RI增密试样的断口平缓、光滑,仅有少量纤维拔出;在不同阶段增密的热解炭之间也呈现出阶梯状断裂形貌,并存在大小不一的裂纹,这表明在材料的断裂过程中,先用CVI增密试样不仅因纤维与基体炭之间的弱界面结合可提高材料的强度,也能因不同阶段增密工艺中产生的热解炭之间的环性裂缝影响微裂纹的走向,从而改变材料的脆断特征。     

基体炭含量对C/C复合材料滑动摩擦磨损行为的影响

在M2000型摩擦试验机上,以表面镀Cr的40Cr钢为配副,测试了基体炭分别为光滑层热解炭(SL)、树脂炭(RC)和热解树脂炭(SL/RC)的3种C/C复合材料摩擦磨损行为.结果表明:随载荷增加,基体炭为全SL炭的材料A摩擦因数变化小,在0.117～0.105之间;全RC炭的材料B波动最大,在0.156～0.123之间;基体炭中SL炭质量分数为48.9%、RC炭质量分数为20.2%的材料C的摩擦因数波动幅度接近于材料A,在0.120～0.110之间.材料C的体积磨损最小,在0.191～0.620 mm3之间.随时间延长,材料A、C的摩擦因数稳定,材料B的下降幅度最大.SEM观察表明,随载荷增加,材料B摩擦表面逐渐致密、完整,材料C摩擦表面的纤维磨损现象加重.     

热梯度CVI制备C/C复合材料工艺技术研究进展

介绍了热梯度CVI制备C/C复合材料的工艺原理、工艺特点及其研究进展.