混杂C/C复合材料的烧蚀性能

利用等离子体火炬为高温热源,研究了混杂C/C复合材料的烧蚀性能.结果表明:随着烧蚀区域从火焰中心到边缘的变化,材料的烧蚀特性从中心区域的以热力学烧蚀为主向靠近边缘区域的以热化学烧蚀为主过渡;碳基体和碳纤维的抗热力学烧蚀性能相当,而碳纤维的抗热化学烧蚀特性则明显优于碳基体.     

C／C复合材料抗烧蚀TaC涂层的制备

报道1种制备C／C复合材料抗烧蚀TaC涂层的新技术。用红外光谱、XRD及SEM分析和表征醇基钽膜，用XRD和SEM分析和表征TaC涂层。制备出的醇基钽是非晶态结构，在C／C复合材料上将这种凝胶铺展形成致密的多层膜。在石墨化炉中多层膜被转化为TaC涂层。在1200℃时，形成的涂层中含有TaC和Ta2O5。高于1400℃时涂层中只有TaC存在。1600℃时所形成的涂层是1种连续致密的层状结构，1400℃时所形成的涂层是1种多微孔的网状结构。     

ZrCp／W复合材料的烧蚀性能

用自制的氧乙炔烧蚀装置对ZrCp/W复合材料烧蚀性能进行了研究。结果表明复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率由低到高的排列顺序为40％ZrCp(体积分数,下同)/W＜30％ZrCp/W＜W;钨中加入ZrC颗粒明显提高了钨的抗烧蚀性能,而且ZrC颗粒含量越高,材料抗烧蚀性能越好。并用多波长高温计对烧蚀表面温度进行在线测试。复合材料烧蚀机理是W,ZrC的氧化烧蚀。     

C/C-Cu复合材料的烧蚀性能及烧蚀机理

采用真空熔渗技术制备新型C/C-Cu复合材料。采用氧-乙炔焰测试不同时间下C/C-Cu复合材料的抗烧蚀性能,利用XRD、SEM分析材料烧蚀后的物相组成及组织形貌,对C/C-Cu复合材料的烧蚀机理进行研究。结果表明:烧蚀时间对材料的烧蚀率有显著影响,随着时间的延长,材料的质量烧蚀率和线烧蚀率均呈上升趋势;烧蚀后复合材料表面生成氧化物相TiO2和Cu2O,原来的TiC相被TiO2相替代;C/C-Cu复合材料的烧蚀性能优于C/C复合材料的烧蚀性能;C/C-Cu复合材料的氧-乙炔焰烧蚀机制为热氧化烧蚀、热物理烧蚀(升华)和机械冲刷的综合作用。     

W-SiC-C/C复合材料制备及等离子烧蚀性能

目的提高C/C复合材料在超高温下的抗烧蚀性能。方法采用化学气相沉积法,在C/C复合材料表面制备SiC过渡层,然后以惰性气体保护等离子喷涂工艺在带有SiC过渡层的C/C材料表面制备W涂层,研究所制备的W-SiC-C/C复合材料的微观形貌与结构特征。以200 kW超大功率等离子焰流,考核W-SiC-C/C材料的抗烧蚀性能,并与无涂层防护的C/C材料进行对比分析。结果W涂层主要为层状的柱状晶结构。W涂层与SiC过渡层、过渡层与基体界面呈镶嵌结构,结合良好。SiC过渡层阻止了W、C元素相互迁移与反应。在驻点压力为4.5 MPa、温度约5000 K、热流密度为36 MW/m²的烧蚀条件下,当烧蚀时间小于10 s时,涂层对C/C材料起到了较好的保护作用,W涂层发生氧化烧蚀,基体未发现烧蚀,平均线烧蚀率为0.0523 mm/s;当烧蚀时间超过15 s后,涂层防护作用基本失效,基体C/C材料发生烧蚀现象。结论以W涂层、SiC过渡层为防护的C/C复合材料,能够适用于短时间超高温的烧蚀环境,如固体火箭发动机等。W涂层的熔融吸热、氧化耗氧以及SiC过渡层的氧化熔融缓解涂层热应力和氧扩散阻碍的联合作用,提高了C/C材料的抗烧蚀性能。     

C/C复合材料高温抗烧蚀涂层的研究进展

C/C复合材料在高温燃气高速冲刷环境中的严重氧化烧蚀限制了其在航空航天等领域的广泛应用,采用抗烧蚀涂层技术是目前提高该材料高温抗烧蚀性能的有效方法。综述了近年来国内外C/C复合材料高温抗烧蚀涂层在玻璃涂层、金属涂层、陶瓷涂层等体系方面的研究进展,总结并评价了C/C复合材料抗烧蚀涂层的抗烧蚀性能测试技术及其研究成果,提出了C/C复合材料高温抗烧蚀涂层在未来研究中潜在的重点发展方向。     

C/C复合材料大气等离子喷涂mullite/ZrB2-MoSi2涂层抗烧蚀性能

采用大气等离子喷涂技术(APS)在C/C复合材料表面制备了mullite/ZrB₂-MoSi₂双层抗烧蚀涂层。借助XRD、SEM、EDS等分析手段对涂层的组织结构进行研究;基于氧丙烯焰烧蚀试验考察ZrB₂-MoSi₂/mullite复合涂层对C/C复合材料高温耐烧蚀性能的影响。结果表明,在1700 °C和1800 °C的氧丙烯焰下烧蚀60 s,ZrB₂-MoSi₂/mullite涂层试样的质量烧蚀率分别为3.49×10_-3 g/s与3.77×10_-3 g/s。其与单层ZrB₂-MoSi₂涂层试样相比,ZrB₂-MoSi₂/mullite涂层试样展现了出色的抗烧蚀性能。烧蚀过程中形成的硅酸盐玻璃可以作为热障层而减少氧气的进一步渗透,并且还具有自我封填缺陷的能力,使ZrB₂-MoSi₂/mullite涂层表现较好的抗烧蚀性。     

C／C复合材料ZrB2-SiC基陶瓷涂层制备及烧蚀性能研究

为提高C／C复合材料的抗烧蚀性能,采用两步刷涂一烧结法制备了ZrB2-SiC基陶瓷涂层。首先利用反应烧结制备ZrB2-SiC—ZrC过渡层,并在此基础上制备了ZrB2-20％SiC-5％Si3N4、ZrB2．15％SIC-20％MoSi2、ZrB2．15％SiC-20％TaC3种外涂层。利用XRD和扫描电镜研究了涂层的相组成和显微形貌,并采用氧乙炔焰烧蚀仪测试了涂层在2500℃、60S的抗烧蚀性能,探讨了涂层的高温烧蚀机理。结果表明：利用反应烧结制备的过渡层与基体结合紧密,且与外涂层无明显分层现象,起到了良好的过渡作用;由于Si,N4及MoSi2起到了烧结助剂作用,使ZrB2—20％SiC-5％Si,N4、ZrB2．15％SiC．20％MoSi2外涂层结构较为致密;ZrB2—20％SiC-5％si3N4、ZrB2—15％SiC～20％MoSi2涂层表现出了较好的抗烧蚀性能,其中ZrB2-20％SiC-5％Si3N4涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0．075mm/s、0．0081/s,ZrB2—15％SIC-20％MoSi2涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0．018mm／s、0．0064g／s,而ZrB2-15％SIC-20％TaC涂层由于结构较为松散,未能起到有效的氧化防护,导致涂层被烧穿。     

等离子喷涂制备C/C复合材料SiC涂层的驻点烧蚀性能

目的在C/C复合材料表面制备SiC涂层,提高C/C复合材料抗烧蚀性能。方法采用真空等离子喷涂技术在C/C复合材料表面制备纯Si涂层,在惰性气氛保护下对涂层高温热处理,纯Si涂层与C元素在高温下反应,原位生成SiC涂层。利用电弧加热器在不同烧蚀温度下,分别考核涂层的驻点烧蚀性能,并采用OM、SEM、EDS和XRD等对烧蚀前后的微观形貌和物相成分进行分析。结果在C/C复合材料表面制备了致密的SiC涂层,涂层中没有明显的裂纹存在,并在涂层下方产生较深的渗透区域,深度超过涂层厚度。制备的SiC涂层在1400℃下烧蚀50 s,涂层完整,具有良好的驻点烧蚀性能;在1600℃和1650℃下烧蚀50 s,涂层部分剥落,C/C复合材料基体产生烧蚀。结论 SiC涂层在高温下氧化成Si O2玻璃态膜,并覆盖在C/C复合材料表面,对基体具有良好的保护作用。随着烧蚀温度的提高,在超音速气流的冲刷下,由于热膨胀系数不匹配和SiC主动氧化的原因,涂层在烧蚀面边缘出现剥落,且剥落现象越来越严重,涂层失去对C/C基体的保护作用,烧蚀性能下降。     

耐烧蚀超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究进展

炭/炭(C/C)复合材料在高温含氧环境中易氧化烧蚀的问题影响了其在航空航天领域的应用,引入超高温陶瓷能有效地提高其超高温耐烧蚀性能。介绍和分析了化学气相渗透、先驱体浸渍裂解、反应熔渗等基体改性工艺及其优缺点;综述了近年来C/C复合材料基体改性提高其超高温抗烧蚀性能的最新研究进展;并评述了国内在提高C/C复合材料超高温抗烧蚀性能方面取得的一些成果;最后,提出了提高C/C复合材料超高温长时抗烧蚀性能的潜在发展方向。     

碳/铜复合材料摩擦磨损性能的研究

将用机械合金化法制备的碳/铜复合材料粉末进行放电等离子烧结。对烧结后的样品进行了摩擦磨损性能研究。结果表明,复合材料的摩擦系数均随含碳量的增加呈下降趋势;当碳含量为6%时,磨损率最低。     

ZrC_p/W复合材料的烧蚀性能

用自制的氧乙炔烧蚀装置对ＺｒＣｐ／Ｗ复合材料烧蚀性能进行了研究。结果表明：复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率由低到高的排列顺序为 ４０％ＺｒＣｐ（体积分数,下同）／Ｗ＜３０％ＺｒＣｐ／Ｗ＜Ｗ;钨中加入ＺｒＣ颗粒明显提高了钨的抗烧蚀性能,而且 ＺｒＣ颗粒含量越高,材料抗烧蚀性能越好。并用多波长高温计对烧蚀表面温度进行在线测试。复合材料烧蚀机理是Ｗ,ＺｒＣ的氧化烧蚀。     

C/C复合材料表面CoNiCrAlTaHfY/Co复合涂层的组织

在H2+Ar等离子刻蚀后的C/C复合材料表面进行等离子渗Co和CoNiCrAlTaHfY共渗复合处理,形成CoNiCrAlTaHfY/Co多元复合涂层,通过与刻蚀前后制备的CoNiCrAlTaHfY涂层对比分析,研究了刻蚀与Co过渡层对CoNiCrAlTaHfY/Co复合涂层组织、成分及结合强度的影响。结果表明,刻蚀前、后形成的CoNiCrAlTaHfY涂层厚度分别为10μm和14μm。刻蚀处理后,原棒状炭纤维与紧密包裹其的碳基体分别被刻蚀成针状和薄壁管,在炭纤维与基体碳之间形成孔隙,比表面积也相应增大,促进元素形核和扩散,使涂层与基体结合强度增加。在刻蚀表面与CoNiCrAlTaHfY多元涂层间增加Co过渡层,形成的CoNiCrAlTaHfY/Co复合涂层厚约30μm,复合涂层成分连续,组织均匀致密,由CrCoTa,Al2Ta,Cr2Ta,Alx Cry,Al Co2Ta,Co,AlxNiy组成,Co过渡层与CoCrAlTaHfYNi表层分别以三维岛状和柱状生长。CoNiCrAlTaHfY表层/Co过渡层/基体间的互扩散导致涂层与基体间的结合力明显提高。     

PP/FRP复合界面性能的研究

本文简述了PP/FRP复合材料界面性能的研究 ,并得出了较满意的结果。     

ZrCP/W复合材料的等离子烧蚀行为

采用等离子烧蚀装置对ZrCP/W复合材料的烧蚀性能进行了研究.结果表明:ZrCP/W复合材料的线烧蚀率随ZrC含量和烧蚀时间的增加而增大.烧蚀后,在试样表面形成了烧蚀坑和熔融层,熔融层的厚度达到1 mm左右.在烧蚀过程中,烧蚀层中的物相发生了化学反应,并生成了新相.复合材料的主要烧蚀机制是以熔化烧蚀为主,兼有热化学烧蚀.     

ZrC-SiC-MoSi2涂覆C/C-SiC-ZrC陶瓷基复合材料在氧乙炔焰下的烧蚀行为及机理(英文)

为进一步提高C/C复合材料在不同烧蚀环境下的烧蚀性能,采用浆料刷涂法在C/C-SiC-ZrC陶瓷基复合材料上制备Zr含量分别为34%和60%(质量分数)的ZrC-SiC-MoSi₂涂层,并且利用氧乙炔焰研究涂层C/C-SiC-ZrC复合材料在3种不同氧气及乙炔流量下的烧蚀行为。结果表明：随着Zr含量的增加,涂层内部的ZrC和SiC颗粒尺寸明显减小,且颗粒分布更加均匀。Zr含量为60%的涂层线烧蚀率随氧气和乙炔流量的增加而增加,而Zr含量为34%的涂层线烧蚀率随氧气和乙炔流量的增加,先增加后降低。此外,详细讨论ZrC-SiC-MoSi₂涂层在不同条件下的烧蚀机理。随着氧气和乙炔流量的增加,主要的烧蚀机制由氧化变为氧化和蒸发的结合作用,最后变为氧化、蒸发及剥蚀的结合作用。     

等离子喷涂ZrC涂层耐烧蚀性能与机理研究

采用等离子喷涂工艺在C/SiC基体材料表面制备了较为致密的W粘结层和ZrC耐烧蚀涂层,利用氧乙炔火焰测试其抗烧蚀性能。结果表明:涂层具有良好的抗烧蚀性能。经烧蚀距离30 mm的氧乙炔烧蚀300 s后,涂层的质量烧蚀率为1.7×10~(-3)g·s~(-1),仅为无涂层试样的68%;线烧蚀率为4.0×10~(-4)mm·s~(-1),仅为无涂层试样的30%。随着烧蚀距离的减小,涂层的质量烧蚀率不断增大,线烧蚀率不断减小。试样表面温度梯度导致涂层存在3种典型烧蚀形貌,中心致密区,过渡区以及边缘疏松区。温度较高的中心区氧化产物为WO_3,其发生熔融并填充涂层内部孔隙和裂纹,形成致密层,且与ZrO_2所产生的协同效应有效降低了机械剥蚀几率,烧蚀以热化学烧蚀为主;温度较低的边缘区烧蚀产物未发生熔融且呈现疏松状,烧蚀主要表现为热化学烧蚀和机械剥蚀。