C/C 航空刹车材料的摩擦性能与组织结构初探

研究了航空刹车用C/C复合材料基体中的不同气相沉积炭的显微组织对摩擦性能的影响，实验结果表明：CVD炭的显微组织对材料的摩擦磨损性能有着重要的影响，机体中含有典型粗糙层组织结构是材料具有良好磨擦性能的保证。     

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。     

树脂炭含量对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响

为探明树脂炭含量与C/C复合材料摩擦因数及磨损量的关系,研究树脂炭含量分别为0、8.6%、67%(质量分数)的3种C/C复合材料的精细结构和摩擦磨损性能,采用实验用飞机制动装置模拟不同速度下的刹车过程,利用扫描、透射电镜观测分析摩擦表面和磨屑的微观形貌与结构.结果表明:3种材料均具有稳定的摩擦因数,并在中低速条件下达到...     

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.     

与GH4169合金配副的C/C复合材料与高强石墨的滑动摩擦磨损性能

在M-2000型摩擦磨损实验机上,以GH4169合金环为配副,对以粗糙层/光滑层/树脂炭(RL/SL/RC)为基体炭的C/C复合材料和拟用作航空发动机轴间密封环的高强石墨的滑动摩擦磨损性能进行对比研究。结果表明,随着时间延长,C/C复合材料的摩擦表面逐渐形成完整、致密的摩擦膜,因而摩擦因数逐渐降低,趋于平稳,在60～180 N载荷下,摩擦因数仅为0.11～0.18;而石墨材料摩擦因数在试验开始后迅速上升,达到动态平衡后保持小幅度的增长趋势,在60～180 N载荷下其摩擦因数为0.23～0.28。与高强石墨相比,C/C复合材料还具有更小的体积磨损,更适用于发动机轴间密封环材料。     

炭化工艺对C/C-SiC制动材料摩擦磨损性能的影响

以短炭纤维、Si粉、炭粉和树脂为原料,通过均匀混合、温压成形,在1 500℃原位反应最终制得C/C-SiC复合材料.测试试样的开孔隙率、热扩散率及摩擦磨损性能,研究制备工艺过程中后续炭化对摩擦磨损性能的影响,并对摩擦表面及磨屑进行扫描电镜观察和X射线衍射分析.结果表明:采用树脂浸渍炭化工艺制备的C/C-SiC制动材料具有适中的摩擦因数和较低的磨损率;经后续炭化,树脂转变为树脂炭,以磨粒的形式增大摩擦力,同时有效地降低了磨损率.     

热解炭结构对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响

以炭纤维整体毡为预制体,采用热梯度化学气相渗透(CVI)工艺制备了2种不同结构基体炭的C/C复合材料,即粗糙层结构材料与光滑层结构材料。研究了2种不同结构基体炭的C/C复合材料在沉积态和热处理态的显微结构、热物理性能及摩擦磨损性能。研究结果表明,在沉积态,2种结构材料都产生严重的氧化磨损,提高材料的石墨化度可显著降低材料的氧化磨损;不管是在沉积态还是在热处理态,RL结构材料的刹车性能曲线都明显优于SL结构材料的刹车性能曲线,这表明热解炭的微观结构不同是造成C/C复合材料摩擦性能差异的根本原因。     

热解碳结构对炭/炭复合材料摩擦磨损性能的影响

通过控制化学气相沉积(CVD)工艺条件,得到粗糙层、光滑层、过渡层等几种具有不同微观结构的热解碳。金相观察、摩擦磨损性能的测试结果表明:热解碳的微观结构对炭/炭复合材料的摩擦磨损性能有重大影响;粗糙层结构的炭/炭复合材料摩擦因数高,热稳定性好,是一种优良的摩擦材料;光滑层结构的炭/炭复合材料摩擦因数低,磨损小,可以用作耐磨材料。     

炭/炭复合材料表面改性及其杂散光抑制性能

采用化学气相沉积法(CVD)制备低密度炭/炭(C/C)复合材料,然后在其表面喷涂无光漆并对部分喷漆样件进行800℃炭化处理,制得表面改性C/C复合材料。对表面改性C/C复合材料的微观结构及杂散光抑制性能进行研究。结果表明:C/C复合材料经喷漆处理后,比表面积由0.324增大至0.554,部分喷漆样件经800℃炭化处理后,比表面积增大至1.114;在可见光波段内,C/C复合材料经喷漆及炭化处理后其光谱反射率显著降低,光谱反射率值小于2%,具有良好的杂散光抑制性能。     

短纤维增强C/C-SiC复合材料的制备工艺

为缩短制备周期和降低成本, 采用水悬浮法制得含硅短炭纤维料饼, 经树脂模压成形和炭化后成为预制体, 再经浸渍/炭化增密和高温反应生成SiC, 制备了C/C SiC复合材料, 并对材料的显微组织、物相组成、石墨化度、力学性能和摩擦磨损性能进行了研究。结果表明制备的预制体密度为1.1 g·cm-3左右, 短炭纤维优先在摩擦面上交错排布, 部分在厚度方向上排布, 预制体中硅颗粒分布均匀; 最终石墨化处理后, 复合材料密度为1.75 g·cm-3左右, 组成相为炭和βSiC, 其中炭的石墨化度为54%左右; 复合材料的破坏形式为脆性断裂, 材料基本具有功能材料应具备的结构力学性能; 随炭纤维体积含量的增加, 材料的摩擦因素和磨损率均呈下降趋势,纤维体积含量为25%时具有适中的摩擦磨损性能, 摩擦因素为0.28, 磨损率为2.75 mm3·kJ-1。     

氮气、空气条件下炭/炭复合材料的摩擦磨损性能

在MM-1000型摩擦试验机上,对炭/炭复合材料分别在氮气和空气中模拟正常着陆能量条件下的摩擦磨损行为进行测试。结果表明:在氮气中,炭/炭复合材料的摩擦因数较高,达到0.32～0.4,磨损率较低,质量磨损率为18 mg/次,线性磨损率为1.4μm/次;在空气中,材料的摩擦因数较低,为0.2～0.3,但磨损率较高,质量磨损率为48 mg/次,线性磨损率为3.8μm/次。磨损表面及磨屑的SEM形貌表明:在空气中,材料摩擦表面易形成炭纤维、基体炭相互脱离的磨屑,其主要磨损机制为氧化磨损;在氮气中,则有纤维与基体炭连接良好、大尺寸的磨屑出现,主要磨损机制为磨粒磨损和粘着磨损。     

基体炭对反应熔渗法制备的C/C-SiC复合材料性能的影响

以炭纤维针刺整体毡为预制体,分别采用化学气相渗透(chemical vapor infiltration,CVI)法、浸渍炭化(Impregnation and carbonization,I/C)法以及CVI与I/C相结合(CVI＆I/C)的方法制备C/C坯体,坯体中的基体炭分别为热解炭,树脂炭,热解炭和树脂炭共存体...     

C/C复合材料在CD15W-40机油润滑状态下的摩擦性能

以炭纤维无维布与网胎叠层针刺而成的整体毡为预制体,采用化学气相渗透法制备C/C复合材料,利用MM-1000型惯性试验台研究该材料在干态和CD 15W-40柴油机油润滑状态下的室温摩擦磨损性能,并采用扫描电镜(SEM)、偏光显微镜以及三维显微镜观察分析该材料的结构形貌、摩擦表面形貌和磨屑形貌.结果表明:C/C复合材料在干...     

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。     

航空刹车用炭/炭复合材料沥青浸渍法增密研究

以CVD工艺预增密至一定密度的自制刹车用炭/炭(C/C)复合材料和国外C/C复合材料刹车片为研究对象,分别采用中温沥青及高温沥青为浸渍剂,对C/C刹车片进行浸清-炭化新工艺补充增密处理.结果表明:自制及国外C/C刹车片均具有较好的可浸渍性;可以采用沥青浸渍-炭化法高效增密;两种沥青相比,高温沥青残炭率更高,但也易产生难石墨化炭;针对整个沥青而言的宏观残炭率与只针对样品而言的实际残炭率的差距随着炭化压力提高而变小,因而,为了快速制取C/C复合材料刹车片,必须提高炭化压力;新工艺补充增密后C/C复合材料刹车片样品各项性能比增密前均有显著的提高.     

纳/微结构Sn-C复合负极材料的制备及其充放电性能

采用非水溶液溶胶-凝胶法,并结合高温碳热还原法制备锂离子电池用高可逆容量的Sn-C复合负极材料,通过调节Sn源与炭源的比例及碳热还原过程中的升温制度来控制金属Sn的粒度和Sn-C复合材料的结构形态。借助XRD、EDS、SEM、循环伏安及恒流充放电测试对材料的物化性能进行表征。结果表明,当Sn源与C源质量比为80:20、还原温度为800℃时,纳米级金属Sn均匀紧密地分布在无定形热解炭基体中,形成良好的纳/微复合结构,此时复合材料性能相对最优;该复合材料在电流密度为100 mA/g,首次可逆比容量为637.9 mAh/g,循环30次后充电容量保持在372.5 mAh/g以上,第二次循环库伦效率达到97%以上。     

热处理对C/C-Cu复合材料钨涂层结构和烧蚀性能的影响

采用等离子喷涂技术,在C/C-Cu复合材料表面制备钨涂层,在真空炉中进行真空热处理。研究的热处理对涂层结构和氧乙炔焰烧蚀性能的影响。结果表明:未热处理的钨涂层与C/C-Cu复合材料结合良好,钨多以扁平颗粒堆叠成膜,颗粒之间有裂纹等缺陷,其物相组成主要是W。热处理后,C/C-Cu复合材料内的铜向钨涂层渗透,涂层更加致密,但基体与涂层之间的孔隙增加、结合较松散,涂层内有WC生成。氧乙炔焰30 s烧蚀实验表明,C/C-Cu复合材料的质量损失率为5.6 mg/s,未热处理的C/C-Cu复合材料钨涂层的抗烧蚀性能好,其质量损失率为0.9 mg/s,但热处理后的C/C-Cu复合材料钨涂层的抗烧蚀性能显著降低,质量损失率达12.0 mg/s。     

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。