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.     

SiC涂层对C/C复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响

采用化学气相反应法在C/C复合材料表面制备抗氧化SiC涂层,借助X射线衍射仪、扫描电镜及能谱等分析手段,研究涂层的结构;通过氧乙炔焰烧蚀试验考察SiC涂层对C/C复合材料高温耐烧蚀性能影响。结果表明:SiC涂层可明显提高C/C复合材料的高温短时耐烧蚀性能,经过20 s的高温氧乙炔焰烧蚀后,C/C复合材料试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为13μm/s和6.6 mg/s,SiC涂层试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为22μm/s和0.5 mg/s;在烧蚀中心区,涂层试样的烧蚀以升华分解为主,同时还伴有氧化烧蚀和微区机械剥蚀;在烧蚀过渡区,涂层的烧蚀机制以热氧化和燃气冲刷为主;而在烧蚀边缘区,涂层的烧蚀则主要表现为弱氧化烧蚀。     

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。     

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。     

C/C复合材料表面SiC-ZrB_(2)涂层的缺陷修复与抗烧蚀性能EI北大核心CSCD

碳/碳(C/C)复合材料表面涂层在制备与服役过程中易出现裂纹、凹坑和孔洞等缺陷,使涂层失去完整性而极易导致防护失效,目前常用的解决方法为更换整体涂层,成本高、工艺复杂、耗时长,因此快速高效的涂层轻微缺陷修复技术是解决这一难题的有效途径。通过大气等离子焰流在C/C复合材料表面SiC-ZrB_(2)(SZ)涂层表面预先构造缺陷,采用异丙醇以及高温下性能稳定的含硼聚氮硅烷胶粘剂作为修复剂,以SiC-ZrB_(2)粉末作为改性填料,Al_(2)O_(3)作为烧结助剂,对SZ涂层缺陷进行修复,研究修复前后涂层的微观结构演变与烧蚀防护性能。结果表明:经等离子焰流烧蚀后,未修复的SZ涂层试样中心出现圆形凹坑缺陷,裸露出C/C复合材料基底;而对于修复后的涂层试样,修复剂热解生成的SiBCN陶瓷和改性陶瓷填料均匀覆盖于缺陷处,使涂层保持较高完整性,且在氧乙炔烧蚀下生成致密的SiO_(2)玻璃膜可有效阻挡氧扩散,保护C/C复合材料免受机械冲蚀;修复后的涂层试样在氧乙炔焰流下烧蚀60s后线烧蚀率与质量烧蚀率分别为0.65μm/s和-0.28mg/s,相比于未修复涂层试样分别降低了83.54%和129.47%,修复后涂层的抗烧蚀性能得到显著提升。     

等离子喷涂制备ZrB2/SiC/Ta2O5涂层抗烧蚀性能研究

为了提高C/C复合材料的抗烧蚀性能,通过等离子喷涂法在C/C表面制备了SiC/Al₂O₃内层和ZrB₂/SiC/Ta₂O₅外层的双层涂层,通过XRD,SEM和EDS分析了涂层烧蚀前后的物相组成、微观结构和成分分布。烧蚀前涂层表面没有裂纹并且内层与基体、内层与外层之间结合良好。元素Zr、Si、Ta在涂层表面的分布相近,涂层表面成分分布均匀性良好。通过氧乙炔火焰在1800 ℃下对涂层的抗烧蚀性能进行考核。烧蚀过程中形成的镶嵌结构有利于阻挡氧气的渗入,Ta-Si-O玻璃层的形成封填了涂层孔隙,对基体有良好的保护效果,涂层表现出了较好的抗烧蚀性能。     

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。     

SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层的抗氧化和耐烧蚀性能研究

碳/碳化硅复合材料(C/SiC)在使用时经常受到高温氧化和烧蚀作用。本文采用化学气相沉积(CVD)和浆料刷涂-烧结法制备了双层SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层,对比研究了无涂层,单层SiC涂层和双层SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层C/SiC复合材料在1500℃下的氧化和在4.2 MW/m2热流密度下的烧蚀性能。结果表明,制备态ZrB2-SiC-B4C涂层致密、完整,表面平均粗糙度约为1 μm,孔隙率约为4.2 %。在1500℃氧化30 h后,SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层C/SiC复合材料的质量损失率约为10%,涂层表面氧化膜致密,无明显裂纹。高温烧蚀20 s后,SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为1.0±0.3 μm/s和1.1±0.2 mg/s,与单层SiC涂层相比分别降低了75.0 %和50.0 %,SiC/ZrB2-SiC-B4C涂层烧蚀后形成的ZrO2-SiO2氧化膜可以减缓火焰对复合材料的机械剥蚀作用。     

3000℃氧-乙炔重复烧蚀后4D-炭/炭复合材料的剩余强度和热物理性能(英文)

主要研究炭/炭(C/C)复合材料在高温使用环境下的烧蚀、剩余强度以及热物理性能。实验采用四维C/C复合材料,在3000℃下进行重复氧-乙炔烧蚀实验,每次烧蚀时间为30s,烧蚀后快速冷却。结果表明:材料的烧蚀率与烧蚀时间呈线性关系;在总烧蚀时间相同的情况下,单步烧蚀比逐步烧蚀的烧蚀率高。经过最初几步烧蚀实验后,材料的烧蚀率保持恒定。试样烧蚀面的粗糙度对试样的烧蚀率有重要影响。随着烧蚀次数的增加,材料的压缩强度、热导率和热膨胀系数逐步降低,而比热容几乎保持不变。     

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。     

RMI法制备穿刺C/C-SiC复合材料的微结构及烧蚀性能研究

以无纬布/网胎0°/90°叠层穿刺预制体为增强体,采用化学气相渗(Chemical vapor infiltration,CVI)、树脂浸渍碳化(Polymer infiltration carbonization,PIC)与反应熔渗(Reactive melt infiltration,RMI)复合工艺制备穿刺C/C-SiC复合材料,研究其微观组织及在C₂H₂-O₂焰中的烧蚀行为。结果表明：无纬布、穿刺纤维束由CVI+PIC制备的碳基体填充而形成致密C/C区域,RMI生成的SiC主要位于网胎层中,其含量37.3wt%。复合材料表面因过量硅化而形成了SiC富集层。烧蚀距离20mm、O₂:C₂H₂=2:1时,烧蚀600s后材料X-Y、Z向线烧蚀率分别为：0.8×10^_-4 mm/s、3.6×10^_-4 mm/s,比PIP工艺制备C/C-SiC材料烧蚀率小一个数量级。烧蚀面SiC富集层保护及被动氧化作用是材料具有优异抗氧化烧蚀性能的主要原因。随烧蚀距离由20mm向10mm减小,复合材料烧蚀率先缓慢变化后快速增大,烧蚀率快速增长阶段复合材料发生主动氧化烧蚀。     

固体火箭发动机3D C/C材料喉衬热结构模拟与烧蚀行为

以高氯酸铵/端羟基聚丁二烯/Al三组元为推进剂,在压强6.5 MPa、工作时间20、60、95 s的烧蚀条件下,进行长时间的固体火箭发动机烧蚀,模拟计算了喷管3D C/C材料喉衬热平衡状态下的对流换热系数、温度场和应力场,结合计算结果分析了喉衬各区的烧蚀特征与机理。结果表明：喉衬收敛段温度最高,烧蚀为氧化组分（H₂O、CO₂、H₂）与表面碳发生的热化学烧蚀;喉径区换热系数最大,温度较高,内表面在应力作用下,烧蚀最为严重,为燃气热化学烧蚀、高速气流机械剥蚀及粒子冲刷的共同作用,表面呈现出微小的沟槽或裂纹,应力与氧化使喉衬在低于材料极限应力下发生分解破坏;出口段应力降低,温度明显下降,烧蚀率显著降低。喉衬烧蚀机理为温度、应力影响下燃气氧化组分与碳的热化学烧蚀、气流机械剥蚀和Al₂O₃颗粒侵蚀的联合作用。     

钢表面电火花沉积合成W-Mo高熔点复合涂层

目的 采用ZY-10型电火花堆焊/涂层沉积设备,分别以钼和钨棒料为电极,以超纯氩气为保护气体,在PCrNi3MoVA钢基体表面沉积合成W-Mo高熔点复合涂层。方法 在PCrNi3MoVA钢基体表面先沉积出一定厚度的钼涂层作为打底层,在此基础上,采用更高的电参数沉积硬度和熔点都较高的钨涂层。作为同族元素的钼和钨,在高温电弧作用下能较好地合成W-Mo高熔点复合涂层。通过对复合涂层的成分、微观形貌等进行观察和分析,用等离子烧蚀实验检测复合涂层的抗烧蚀性能,并计算复合涂层的质量烧蚀率和线烧蚀率。结果 采用电火花沉积工艺在PCrNi3MoVA钢基体表面成功制备了W-Mo高熔点复合涂层,其厚度达到100 μm以上,该复合涂层主要由W、Mo、Fe等成分组成,且越靠近涂层表面,W和Mo元素的含量越高,复合涂层主要有Mo、MoC、Fe2Mo3、Fe2W等物相,复合涂层的耐烧蚀性能较好,在前10 s内其线烧蚀率仅为0.090~0.267 mm/s。结论 W-Mo高熔点复合涂层的厚度随着沉积次数和沉积电压的增加而增加;复合涂层与基体相互熔融,具有较好的冶金结合特征;复合涂层能够承受等离子火焰的短时高温冲击与冲刷,增加复合涂层的厚度可以有效抑制涂层试样烧蚀率的增加。     

激光熔覆对Cu抗烧蚀性能的影响

应用激光熔覆法使Ti粉和B4C粉在铜基体表面发生原位反应形成了熔覆层,通过XRD分析确定了熔覆层相组成为TiB2/Cu。熔覆层试样和纯Cu的抗电弧烧蚀实验在自制设备上进行,并采用SEM观察了电弧烧蚀表面的形貌。研究结果表明,随着电弧烧蚀次数的增加,熔覆层试样表面电弧烧蚀和氧化现象并不明显,烧蚀孔洞少且小,没有液态金属喷溅现象;而纯铜试样表面变得较为粗糙,电弧作用的中心处烧蚀氧化严重,有大量的烧蚀坑存在,并且出现液态金属飞溅现象。因此,相对纯铜,TiB2/Cu复合涂层电弧烧蚀显著降低,抗电弧烧蚀性能明显提高。     

SiC/Al-Mg双连续相复合材料的烧蚀性能研究

运用无压熔渗法制备了SiC/Al-Mg双连续相复合材料,研究了不同烧蚀时间对复合材料烧蚀性能的影响。研究表明,烧蚀时间为20 s时,试样表面没有出现明显的烧蚀坑,表现出较好的抗高温性能;烧蚀时间为40 s和60 s时,试样表面出现了明显的烧蚀坑,试样破坏严重。随着烧蚀时间的增加,试样表面温度急剧升高,合金快速挥发,烧结助剂发生熔化,导致试样破坏严重。     

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.     

HPPS制备SiC陶瓷涂层组织结构及抗烧蚀性能研究

为了提高C/C基体材料在高温有氧环境中的抗烧蚀性能,本文尝试采用高能等离子喷涂工艺（HPPS）在C/C基体表面制备SiC涂层。在对SiC涂层制备工艺探索优化过程中共设计了3组HPPS喷涂参数,利用氧乙炔火焰对得到的涂层试验进行抗烧蚀性能考核,考核温度为1500℃,时间分别为150s和300s。通过XRD、SEM和EDS等方法对烧蚀前后涂层样品的成分及组织进行了检测表征。结果表明：3组参数所制得SiC涂层的孔隙率分别是21.3%、17.4%和15.3%,其原因是在主气流量相对较高和辅气流量较低的条件下,SiC粉末与等离子射流场特征匹配较好,SiC粉末颗粒加热较为充分,达到更好的熔融状态,而且获得较大的动能,因此所得涂层沉积率逐渐升高而孔隙率逐步降低;在涂层制备过程中SiC颗粒均发生了一定程度的氧化,导致涂层中含有一定量的非晶态SiO2;经过300s高温烧蚀考核后,SiC涂层为C/C基体提供了有效的防护。由于烧蚀过程中存在温度梯度,导致涂层表面在烧蚀后呈现三种不同的的烧蚀形貌,分别是中心致密区,过渡区和边缘疏松区。在烧蚀过程中,涂层中心区域表面形成的SiO2玻璃层,有利于阻挡O2的渗入,起到了抗氧化的作用。     

基体改性C／C—HfC—HfB2-SiC复合材料抗烧蚀性能研究

以碳化铪有机前驱体、硼化铪有机前驱体和聚碳硅烷混合溶液为浸渍剂,采用化学气相渗透（CVI）和液相浸渍-裂解（PIP）T艺制得了准3DC／C-HfC-HfB2-SiC碳陶复合材料。采用电弧风洞结合扫捕电子显微镜（SEM）和X射线衍射分析（XRD）对复合材料的结构及氧化失效行为进行了初步探讨。结果表明,高密度的基体改性C／C．HfC—HfB2-SiC复合材料具有良好的抗烧蚀性能,复合材料在2300K／600S电弧风洞（含水5％）试验条件下的质量烧蚀率和线烧蚀率分别仅为1．22×10^-6g／（cm^2·s）和1．33X10^-5mm／s。密度和温度对复合材料抗烧蚀性能影响较大,密度从2．63g／cm^3增加到3．75g／cm^3时,复合材料在2300K条件下的线烧蚀率降低了3个数量级,当温度从2300K升高的2400K时,高密度复合材料的线烧蚀率增加了约1000倍,烧蚀过程中较高密度的复合材料表面容易形成更为致密的氧化膜是其具有良好的抗氧性能的重要因素。     

LY12铝合金微弧氧化/树脂填料复合涂层的组织与防热性能

为提高LY12铝合金的隔热与抗火焰烧蚀性能,采用微弧氧化及涂覆复合工艺在其表面制备了底层微弧氧化/外层树脂填料复合涂层。用自制隔热装置及氧-乙炔烧蚀装置分别评价涂层的隔热与抗烧蚀性能。隔热测试表明试样暴露在450℃恒温6 min时,微弧氧化/莫来石空心微球树脂复合涂层隔热温度为245℃。微弧氧化/微球树脂复合涂层在2200℃氧-乙炔火焰下烧蚀持续25 s,质量烧蚀率为0.0425 g.s-1,线烧蚀率为0.0478 mm.s-1,复合涂层烧蚀区域背面均无变化,烧蚀条件下微弧氧化/微球树脂涂层隔热温度为1859℃,其隔热性能与450℃静态隔热测试结果一致。铝合金表面微弧氧化/树脂填料复合涂层表现出优异的隔热与抗烧蚀性能。     

碳/碳化硅燃气舵的烧蚀及抗热震性

利用等离子电弧风洞烧蚀实验装置模拟燃气舵的服役环境,考核了碳/碳化硅(C/SiC)燃气舵的烧蚀性能,探讨了燃气舵的烧蚀机理,采用平面薄板模型对燃气舵的抗热震性能进行了初步分析。结果表明:燃气流的流动方向与燃气舵二者之间的夹角对燃气舵线烧蚀率的影响较大,材料的线烧蚀率从前端沿气流方向(垂直燃气舵)的最大值1.007 mm/s下降至厚度方向(平行于燃气舵)的最小值0.052 mm/s,二者相差近20倍;燃气舵的烧蚀机制主要是粒子侵蚀和机械剥蚀共同作用;同时,材料所受到的热应力是引起材料失效的主要原因。