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复合材料在1300°C水氧环境下的疲劳行为研究

采用应力比为0.1,频率为3Hz的正弦波分别在室温和1300°C水氧环境对2D C/SiC复合材料进行了拉-拉疲劳试验.结果表明,若取循环基数为105,窒温和高温水氧环境下的疲劳极限分别为244.8MPa和93.3MPa,高温下的水氧腐蚀是材料失效的主要原因.根据疲劳断口特征分析得出以下结论:在高温水氧环境下,足够大的外载荷将会显著削弱SiO2层的封填裂纹效果,导致氧化性气氛通过外力拉开的微裂纹扩散进入材料内部.外载荷越大,气体在材料内部的扩散越快,复合材料的疲劳寿命越短.     

C/SiC表面SiC涂层氧化的显微CT无损检测与分析

对C/SiC复合材料表面SiC涂层在1300 ℃干氧和湿氧环境中退火处理60 h, 利用显微CT技术对高温氧化后的SiC涂层进行无损检测。通过重构SiC涂层不同深度的氧化形貌, 并利用SEM、EDS和XRD进行辅助验证, 得到沿SiC涂层表面和厚度方向的氧化形貌。结果表明: 显微CT能有效地检测氧化后SiC涂层中存在的氧化产物SiO₂及其氧化深度, 其在表面及深度方向均呈非均匀分布; 在干氧环境中SiC涂层的氧化面积沿着涂层的深度方向呈减少趋势, 而在湿氧环境中SiC涂层的氧化面积沿着涂层的深度方向呈先增加后递减的趋势, 验证了C/SiC复合材料表面SiC涂层在干氧和湿氧中不同的氧化机制。      

2D C/SiC复合材料在1300℃水氧环境下的疲劳行为研究

采用应力比为0．1,频率为3Hz的正弦波分别在室温和1300℃水氧环境对2DC／SiC复合材料进行了拉一拉疲劳试验．结果表明,若取循环基数为10^5,室温和高温水氧环境下的疲劳极限分别为244．8MPa和93．3MPa,高温下的水氧腐蚀是材料失效的主要原因．根据疲劳断口特征分析得出以下结论：在高温水氧环境下,足够大的外载荷将会显著削弱SiO2层的封填裂纹效果,导致氧化性气氛通过外力拉开的微裂纹扩散进入材料内部．外载荷越大,气体在材料内部的扩散越快,复合材料的疲劳寿命越短。     

无应力氧化下C/SiC复合材料弹性性能模拟及验证

结合复合材料氧化质量损失率模型和混合率公式, 发展了单向C/SiC复合材料在无应力氧化下的弹性模量预测方法。对400~700 ℃和700~900 ℃两种氧化机制下C/SiC复合材料的弹性模量进行了预测, 分析了氧化温度、氧化时间和纤维体积含量对C/SiC复合材料弹性模量的影响。开展了单向C/SiC复合材料在650 ℃和800 ℃空气环境下的无应力氧化试验, 建立了复合材料质量损失率与氧化时间的变化关系, 得到了氧化后材料拉伸应力-应变曲线。同时, 将理论预测值与试验结果进行对比, 发现理论值与试验值基本吻合, 从而验证了该方法能够有效地预测无应力氧化下陶瓷基复合材料的弹性性能。     

ZrB2-SiC/(C/C)复合涂层材料微观结构与静态氧化特性

采用涂刷法在C/C复合材料表面制备了ZrB₂-SiC复合涂层,采用XRD和SEM分析了涂层的相组成和微观结构,并研究了ZrB₂-SiC/（C/C）复合涂层材料在1 200℃和1 500℃的静态氧化性能。结果表明:ZrB₂-SiC涂层结构致密,无明显的孔洞和裂纹;涂层有效改善了材料的抗氧化性能,经1 200℃静态氧化60 min后,ZrB₂-SiC/（C/C）复合涂层材料失重率仅为2.4%,1 500℃时失重率增大至15%,小于无涂层保护的C/C复合材料（~35%）。ZrB₂-SiC/（C/C）复合涂层材料氧化后,形成了含有ZrO₂等高熔点颗粒的玻璃态SiO₂氧化膜,能够有效抑制氧的扩散,从而提高了C/C复合材料抗氧化性能。      

C/C复合材料高温抗氧化涂层的研究现状与展望

C/C复合材料在高温下的氧化严重制约了该材料在航空航天领域的推广应用,涂层技术是目前解决该材料高温易氧化的最佳手段.本文综述了C/C复合材料高温抗氧化技术在玻璃涂层、金属涂层、陶瓷涂层和复合涂层等体系方面的研究现状,总结了C/C复合材料高温抗氧化涂层在传统制备工艺的改善以及新方法的开发等方面取得的研究成果,并提出了C/C复合材料高温抗氧化涂层当前研究中存在的问题和今后潜在的发展方向.     

C/SiC复合材料在空间环境中的性能研究进展

介绍了空间氧化环境和低温环境对C/SiC复合材料性能的影响。研究表明:空间原子氧环境对C/C-SiC材料中的C相剥蚀严重;原子氧氧化对C/SiC复合材料的力学性能影响较小。原子氧与分子氧的叠加氧化对C/SiC复合材料的性能影响较大。在空间低温条件下,C/SiC复合材料的拉伸强度会先降低,然后又逐渐恢复;该材料破坏模式与其高温条件下的破坏模式相同。同时提出了当前研究中存在的问题,并展望了未来的研究方向。     

碳化硅抗氧化涂层的失效分析

用理论模型计算和实验测定的方法，研究了带有碳化硅涂层的炭纤维和２ＤＣ／Ｃ复合材料的抗氧化性能。结果表明涂层炭纤维的氧化，实验值高于模型计算值，并且纤维越长，差值越大；说明纤维的氧化，不仅发生在暴露的纤维末端，而且因为涂层本身存在着缺陷，不能完全阻挡氧的输运，氧化也在纤维的径向同时发生。ＳＥＭ观察结果也证实了这一结论。对于Ｃ／Ｃ复合材料，实验中观察到了横向、纵向裂纹和孔洞三类不同的缺陷，涂层的失效同样是氧气通过材料表面缺陷的输运而造成的，穿过表面的氧首先使热解炭基体气化，继而引起基体整体的破坏。     

C/C复合材料SiC/W-Mo-Si抗氧化复合涂层研究

为了防止C/C复合材料高温氧化,采用两步包埋法在其表面制备SiC/W-Mo-Si抗氧化复合涂层,研究了促渗剂B2O3和制备温度对该复合涂层在1500℃静态空气中防氧化能力的影响.结果表明,在第一步包埋粉料中含有B2O3会增加SiC过渡层缺陷含量,降低单一SiC涂层和复合涂层抗氧化性能.第二步包埋制备外涂层的适宜温度为2 250℃,所形成的复合涂层结构致密,有良好的自愈性和优异的抗氧化性能.能在1 500℃保护C/C复合材料抗氧化170 h以上.产生穿透性裂纹是涂层失效的主要原因.     

气氛与应力对3D C/SiC复合材料热震行为的影响

为了确定薄界面 3D C/ SiC复合材料,即热解炭界面( PyC界面) 厚度低于标准厚度(200 nm) 的复合材料,在应力下和氧化性气氛中的抗热震性 , 利用感应加热环境箱在 700～1200℃氧化性气氛中进行了热震试验,基于试验后的强度保持率变化、拉伸应力2位移曲线变化、微结构变化和试验过程中的长度变化等研究了气氛和应力对其热震损伤行为的影响。研究发现,对于薄界面3D C/SiC复合材料,应力增加了裂纹开度,促进了C相的氧化,加快了热震损伤饱和速度,且蠕变应力对热震损伤的加速作用高于疲劳应力。氧化性气氛对界面的适度氧化和应力导致的界面脱粘能提高了薄界面3D C/SiC复合材料的强度保持率,说明其在应力条件下具有较好的抗氧化和抗热震性能。      

C/C复合材料磷酸盐防氧化涂层

由涂刷法制备了四种不同配比的新型炭／炭（C／C）复合材料磷酸盐防氧化涂层，通过研究确定了优化涂层方案，涂覆有该涂层的C／C复合材料试样在700℃下空气中氧化100h后，失重率仅为0．952％，热震实验和浸海水恒温氧化实验证明该涂层仍具有良好的抗氧化性能。涂覆有该涂层的C／C复合材料在600℃～800℃时的Arrhenius曲线由两条折线组成，折点为700℃，在600℃～700℃下的氧化表观活化能为139kJ／mol；700oC～800℃下则为93kJ／mol。     

C/C复合材料SiC-MoSi2-TiSi2涂层的设计与性能

为了提高C/C复合材料的高温抗氧化性能,设计了网状的SiC填充高性能的MoSi2和微量的TiSi2涂层。用包埋法制备了C/C复合材料SiC-MoSi2-TiSi2复相陶瓷单层涂层,对制备涂层的化学形成机理进行了分析。结果表明,在选择的实验条件下,制备设计的涂层是完全可行的,实验制备的涂层在1773K有氧环境下具有良好的抗氧化性能。涂层抗氧化性能的提高是因为在高温氧化下涂层表面产生了致密、连续、稳定的玻璃质氧化物。     

C/C复合材料摩擦磨损性能研究

综述了国内外对C/C复合材料摩擦磨损性能的研究现状.指出C/C复合材料的摩擦磨损机理为机械磨损和氧化磨损,在高温下(500℃以上)C/C复合材料的磨损是机械磨损和氧化磨损共同作用的结果,而氧化是磨损的根本原因;影响C/C复合材料摩擦磨损性能的因素有材料本身的因素,如复合材料的热解炭结构、密度、石墨化度、防氧化涂层等,也有实际操作条件的因素如刹车环境、刹车过程中的刹车速度、刹车能量等.提出对不同工艺制备的C/C复合材料的摩擦磨损性能有待于进一步研究.     

SiC-C/SiC复合材料的高温低周应力腐蚀机理与寿命预测

研究了SiC涂层连续碳纤维增韧的SiC基复合材料(SiC-C/SiC)在低频拉-拉循环应力下,干氧环境、水蒸气环境、湿氧环境以及含硫酸钠蒸气环境中,1000℃、1200℃和1300℃高温下的应力氧化与应力腐蚀情况。通过比较复合材料在相同循环应力条件下、不同温度和环境中的寿命,揭示了复合材料在高温、循环应力状态下的腐蚀机理。研究发现,在循环应力状态下,氧气是导致SiC-C/SiC复合材料寿命下降的主要因素。1000℃<T<1300℃时,循环应力作用下SiC-C/SiC复合材料的失效机制是由碳纤维和氧气的反应机制控制的,其寿命随温度升高而线性下降。提出了SiC-C/SiC复合材料在拉-拉循环应力作用下的寿命预测公式,并利用试验结果验证了其正确性。      

C/C-SiC复合材料表面Y2O3-ZrO2-Al2O3涂层的涂刷法制备及其抗高温氧化性能

为了提高C/C复合材料的抗高温氧化性能,用包埋法在C/C复合材料表面制备SiC内涂层,再在其上刷涂制备Y2O3-ZrO2-Al2O3多组分涂层,对制备涂层的各种影响因素进行分析,确定最佳制备工艺,并考察了该涂层的组织结构和抗高温氧化性能。结果表明:最佳制备条件为以SiC为内涂层、10%聚乙烯醇(PVA)为分散剂,以Y2O3,ZrO2,Al2O3,Si及C为原料,室温涂覆,升温到1 873 K保温30 min,反复进行5次;该涂层在1 873 K下氧化19 h,失重率仅1.76%,有良好的短期抗高温氧化性能,氧化29 h时失重率为6.23%,涂层可能已破坏失效;涂层的失效是由于其表面形成的孔洞和裂纹不能愈合而导致的。     

弯曲疲劳后4D-C/C复合材料的抗弯强度及热膨胀性能(英文)

采用液相浸渍炭化技术,在压力为75MPa下制备出4D-C/C复合材料,并进行高温热处理。研究静态和动态加载条件下,材料沿厚度方向的弯曲性能及断裂行为。结果表明,循环次数达到10×105次、频率为10 Hz时,材料的临界弯曲疲劳极限是静态弯曲强度的80%。静态弯曲加载情况下,C/C复合材料失效机制取决于试样底层炭纤维的取向。循环疲劳载荷作用下,其失效机制包括基体开裂、纤维-基体界面弱化及纤维断裂。复合材料在循环加载过程中界面结合强度降低,并释放内应力,故增强了纤维拔出以及复合材料的假塑性,疲劳加载后其剩余弯曲强度增加10%左右,而模量降低。疲劳载荷引起材料基体缺陷和裂纹数量的增加及纤维断裂,削弱了长度方向上的热膨胀,使材料热膨胀系数降低。     

C/C复合材料表面水热电泳沉积SiCn/SiC复合抗氧化涂层研究

采用水热电泳沉积法在SiC-C/C复合材料表面制备纳米碳化硅（SiC_n）涂层. 采用XRD和SEM对涂层的晶相组成、表面和断面的微观结构进行了表征. 主要研究了水热沉积温度对涂层的结构及高温抗氧化性能的影响, 并分析了涂层试样在1600℃的高温氧化气氛下失效行为. 结果表明：纳米碳化硅涂层主要由β-SiC组成. 涂层的致密程度和厚度随着水热沉积温度的升高而提高. 随着水热温度的提高, 涂层试样的抗氧化性能也有明显的提高. 在120℃水热沉积温度下制备的涂层试样可在空气气氛1500℃下有效保护C/C复合材料202h,而氧化失重仅为2.16×10^-3g/cm². 在1600℃下氧化64h后失重为3.7×10^-3g/cm². 其高温失效是由于长时间的氧化挥发后表面SiO2膜不能完全封填表面缺陷, 内涂层中产生了贯穿性的孔隙所致.     

C/C复合材料表面等离子喷涂ZrB_2基涂层沉积残余应力仿真分析

在C/C复合材料表面采用等离子喷涂ZrB_2基陶瓷涂层是提高复合材料抗氧化性能的理想途径。为有效防止热裂纹的产生、设计性能更优的材料,基于数值模拟,通过合理的模型,采用间接顺序热结构耦合,可预测涂层在沉积过程中由于热失配引起的宏观残余应力的大小和分布。结果表明,径向应力是残余应力的主要表现形式;较厚的粘结层能够有效缓解材料的热物性差异;涂层的厚度为0. 5 mm时能够保证涂层表面不会因为受压而开裂的情况下在界面处的残余应力较小;涂层体系的材质倾向于导热系数较高、热膨胀系数较低的ZrB_2-30%SiC(体积分数)材料,以保证涂层在边缘不会有太大的拉应力而产生翘曲。     

涂敷含硼硅玻璃SiC涂层的C/SiC复合材料空气氧化行为

以2D C/SiC复合材料为基底, 采用聚合物裂解工艺(Polymer plyen)制备了含硼硅玻璃SiC自愈合涂层。利用扫描电镜对含硼硅玻璃SiC涂层的2D C/SiC复合材料氧化前后的微结构形貌进行了分析。研究了含硼硅玻璃SiC涂层的C/SiC复合材料在静态空气中700℃、 1000℃和1200℃下的氧化行为, 并分析了涂层层数对C/SiC复合材料氧化行为的影响。结果表明: 含硼硅玻璃SiC涂层在该温度下形成的玻璃相可以较好地封填表面缺陷(裂纹和孔洞); 并且随温度升高及涂层层数增加, 试样在氧化过程中质量减少率降低, 氧化后的强度保持率提高。