电耦合CVI制备穿刺C/C喉衬材料的微结构及性能

采用电耦合化学气相渗透（CVI）联合树脂浸渍碳化工艺制备了穿刺碳纤维预制体增强C/C喉衬材料,利用μ-CT表征了穿刺C/C材料增密不同阶段孔隙尺寸,研究了该材料2 800℃拉伸性能和缩比固体发动机烧蚀性能。结果表明,电耦合CVI增密后穿刺C/C喉衬材料孔隙主要存在于纤维束间,呈现空间联通的网状结构,树脂碳循环致密后材料内部仍残存少量体积0~0.08 mm³的微小孔隙,孔隙呈现孤立的点分布状态。穿刺C/C材料2 800℃拉伸强度略高于室温,断裂应变比室温提高118%,表现出优异的非线性断裂行为。穿刺C/C喉衬缩比固体发动机点火试验后线烧蚀率0.077 mm/s,喉衬不同区域的烧蚀机制有一定差异,喉衬收敛段穿刺纤维束承受驻点烧蚀,产生蜂窝状烧蚀凹坑,烧蚀较严重,喉部和扩散段烧蚀较为平滑。     

HfC改性C/C复合材料整体喉衬的烧蚀性能研究

采用热梯度化学气相沉积工艺制备了碳化铪改性和未改性整体炭毡增强的炭/炭(C/C)复合材料整体喉衬, 采用小型固体火箭发动机试车台装置(平均工作压强为7MPa)测定了它们的烧蚀性能. 结合扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)分析, 讨论了碳化铪改性对C/C复合材料整体喉衬烧蚀行为的影响. 结果表明:与未改性的C/C复合材料整体喉衬相比, 碳化铪改性C/C复合材料整体喉衬的烧蚀过程中存在一个线烧蚀率恒定的稳定烧蚀阶段, 且其线烧蚀率减小了34%, 质量烧蚀率减小了13%.     

SRM用C/C复合材料抗烧蚀技术发展

C/C复合材料因其优异的高温力学性能和抗烧蚀、抗冲击性能，已被广泛用作SRM的喉衬。本文详细介绍和分析了C/C复合材料的热化学烧蚀机理和机械剥蚀机理，在此基础上综述了近年来提高C/C复合材料抗烧蚀性能的方法及其研究进展，并对各种方法的优缺点进行分析，依据各种方法的优劣并结合工程实践对国内抗烧蚀C/C喉衬工程化应用发展提出建议。     

碳化铪含量对C/C复合材料喉衬烧蚀性能的影响

将炭毡浸渍于饱和的HfOCl2.8H2O乙醇溶液中,经600℃热处理形成HfO2/C复合材料,然后采用热梯度化学气相沉积工艺在2100℃进行致密化和石墨化处理使HfO2转化为HfC而得到碳化铪(HfC)改性、整体炭毡增强的炭/炭(HfC-C/C)复合材料整体喉衬。利用小型固体火箭发动机试车台装置,在7MPa、3200℃烧蚀3s以测定HfC含量对喉衬烧蚀性能的影响。结果表明,HfC质量分数为5.7%的HfC-C/C喉衬线烧蚀率减小了25.2%;HfC质量分数为8.7%的HfC-C/C喉衬线烧蚀率减小了49.6%。同时,当HfC质量分数为5.7%时,HfC-C/C喉衬出现了以恒定线烧蚀率为特征的稳态烧蚀阶段,且该阶段的持续时间随HfC含量的增加而增加。     

C/C-Cu复合材料等离子体烧蚀性能

为了研究渗铜对C/C复合材料烧蚀性能的影响,利用化学气相渗透(CVI)和液态压力浸渗工艺制备了C/C-Cu复合材料,并采用等离子体烧蚀装置对C/C-Cu复合材料进行烧蚀,研究其烧蚀性能。结果表明: Cu的加入有效缩短了材料的制备周期;Cu均匀分布在C/C坯体内,呈连续的网状结构;在烧蚀前30 s阶段,Cu通过熔化吸热降低了C/C-Cu试样的升温速度,C/C-Cu复合材料的线烧蚀率低于C/C复合材料,耐烧蚀性能优异;随着烧蚀时间的延长,C/C-Cu复合材料表层的Cu液被火焰带走,表层变为多孔低密度的C/C层,C/C-Cu复合材料的线烧蚀率迅速增加并超过C/C复合材料,耐烧蚀性能降低。     

(C-SiC)f/C复合材料的烧蚀性能

将SiC纤维毡与C纤维毡交替层叠, 通过针刺工艺制备(C-SiC)_f/C预制体, 采用化学气相渗透与前驱体浸渍裂解复合工艺(CVI+PIP)制备(C-SiC)_f/C复合材料, 研究(C-SiC)_f/C复合材料H₂-O₂焰烧蚀性能。利用SEM、EDS和XRD对烧蚀前后材料的微观结构和物相组成进行分析, 探讨材料抗烧蚀机理。结果表明: (C-SiC)_f/C复合材料表现出更优异的耐烧蚀性能。烧蚀750 s后, (C-SiC)_f/C复合材料的线烧蚀率为1.88 μm/s, 质量烧蚀率为2.16 mg/s。与C/C复合材料相比, 其线烧蚀率降低了64.5%, 质量烧蚀率降低了73.5%; SiC纤维毡在烧蚀中心区表面形成的网络状保护膜可以有效抵御高温热流对材料的破坏; 在烧蚀过渡区和烧蚀边缘区形成的熔融SiO₂能够弥合材料的裂纹、孔洞等缺陷, 阻挡氧化性气氛进入材料内部, 使材料表现出优异的抗烧蚀性能。     

含PyC-TaC-PyC复合界面C/C材料的氧乙炔焰烧蚀行为

用化学气相渗透方法,在准三维针刺炭毡中预沉积热解炭(PyC)和TaC涂层,再利用热解炭和树脂炭对该预制体进行后续致密化,制得含PyC-TaC-PyC复合界面的C/C复合材料(TaC-C/C),并对其进行氧乙炔焰烧蚀。与C/C相比,3 vol%TaC-C/C材料耐烧蚀性能无明显提高,且无法承受长时间的氧炔焰烧蚀;而14 vol%TaC-C/C材料表现出较好的长时间耐烧蚀性能。氧炔焰烧蚀后,复合材料表面由C、TaC、(Ta,O)及Ta₂O₅相组成。3 vol%TaC-C/C材料表面主要形成细小弥散的烧蚀斑点(5～20s)和烧蚀凹坑(120s);而14 vol%TaC-C/C材料表面则主要形成烧蚀斑点(5s)、较完整的氧化钽层(20s)以及烧蚀凹坑(120s)。14 vol%TaC-C/C材料在烧蚀20s后,复合材料可分为表面氧化物区、过渡区和基体区;复合材料表面完整连续的氧化钽层能有效保护复合材料。     

三向正交预制体织造参数对C/C复合材料性能的影响

以Z向间距不同的三向正交结构预制体为研究对象,采用化学气相渗透和浸渍树脂相结合的工艺制备碳/碳(C/C)复合材料,研究织造参数对C/C复合材料微观结构和弯曲性能的影响。以三向正交预制体最小的重复结构为单元建立计算模型,获得三向正交预制体纤维含量与织造参数的关系式并进行验证,结果表明：Z向纤维间距及X,Y向纤维层间距越小,预制体纤维含量越高;Z向纤维间距越大,纤维交织处扭曲变形大,预制体孔隙结构发生变化;相同致密化工艺下,孔隙结构的变化影响C/C复合材料中基体碳的组成和分布,对基体碳形貌无影响;X,Y向纤维含量越高,Z向纤维间距越小,致密后的C/C复合材料弯曲强度越高。     

ZrC改性C/C-SiC复合材料的力学和抗烧蚀性能

采用碳纤维针刺预制体, 用前驱体浸渍裂解(PIP)法分别制备了C/C-SiC和C/C-SiC-ZrC陶瓷基复合材料, 并对材料的微观结构、力学和烧蚀性能进行了分析对比。结果表明:利用该方法可制备出陶瓷相填充充分且分布均匀的复合材料。C/C-SiC-ZrC的面内弯曲强度、厚度方向的压缩强度、层间剪切强度均低于对应的C/C-SiC的。2 200 ℃、600 s氧化烧蚀后, C/C-SiC-ZrC的抗烧蚀性能显著优于C/C-SiC, 其线烧蚀率下降43.8%, 质量烧蚀率下降25%。在超高温阶段, C/C-SiC-ZrC复合材料基体的ZrC氧化生成的ZrO₂溶于SiC氧化生成的SiO₂中, 形成黏稠的二元玻璃态混合物, 有效阻止了氧化性气氛进入基体内部。      

喷管热环境对碳基材料喉衬烧蚀率的影响

采用装有羟基聚丁二烯(HTPB)与高能推进剂的多种规格固体火箭发动机,对工程应用的5种炭/炭(C/C)复合材料和2种石墨喉衬进行地面点火试验。揭示碳基材料喉衬烧蚀率与喷管热环境的燃气特性、燃烧室压强,以及材料本体特性等三要素的关联度,并与其他国家同类型材料进行了对比。结果表明,喷管热环境的燃气氧化性组分浓度和燃烧室压强对碳基材料喉衬烧蚀率有较大影响。压强是影响烧蚀率的第一要素,压强增加1倍,烧蚀率增大1. 8～2. 6倍;燃气氧化性组分浓度是影响烧蚀率的第二要素,HTPB H_2O的摩尔浓度比高能推进剂高1. 26倍,因而烧蚀率增大51. 6%～65. 1%。在碳基材料喉衬中烧蚀率最低的是热解石墨;其次是整体毡C/C、针刺炭纤维C/C、轴编4D C/C、绕纱(穿刺) 3D C/C及T705石墨等处于同一水平;而径编4D C/C喉衬烧蚀率偏高。整体而言,中国碳基喉衬材料与其他国家同类材料相比,其烧蚀率基本相当或略优。     

不同预制体结构炭/炭复合材料烧蚀性能

采用电弧驻点烧蚀实验方法, 测试了分别以细编穿刺毡和针刺无纬布整体毡为增强体的2种C/C复合材料的烧蚀率, 并用电子扫描显微镜观察了烧蚀表面形貌。结果表明: C/C复合材料的烧蚀由化学烧蚀和机械剥蚀共同控制, 以机械剥蚀为主; 细编穿刺毡结构C/C复合材料由于Z向纤维束的存在, 加速了材料烧蚀表面粗糙度的变化, 烧蚀率略高于针刺无纬布整体毡结构C/C复合材料; 针刺无纬布整体毡结构C/C复合材料中无纬布层与烧蚀气流垂直, 具有良好的烧蚀性能。      

浆料浸渍法制备C/C-SiC-ZrB2超高温复合材料及其烧蚀性能研究

采用浆料浸渍法引入ZrB₂微粉作为耐超高温相, 以炭纤维为增强体, 以热解炭和SiC为基体, 制备了ZrB₂含量不同的耐超高温C/C-SiC-ZrB₂复合材料; 通过电弧风洞考核材料的抗烧蚀性能, 通过XRD、SEM和EDS分析材料的烧蚀机理。结果表明: 在Ma 6电弧风洞条件下, C/C-SiC-ZrB₂复合材料的抗烧蚀性能优于C/C-SiC, 且随着ZrB₂含量的增加, 抗烧蚀性能随之提高; 在高温阶段形成的ZrO₂-SiO₂玻璃态熔融层起到了抗氧化烧蚀的作用。     

C／C—ZrC复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能及机理研究

采用基体改性技术将ZrC引入C／C复合材料中,制备了一种新型的C／C—ZrC复合材料。通过氧乙炔焰烧蚀实验,研究了ZrC含量及烧蚀时间对C／C—ZrC复合材料高温耐烧蚀性能的影响。用XRD和TEM对烧蚀后材料的相组成和微观结构进行了分析,结果表明,ZrC被氧化的主要生成物为ZrO2,伴有少量ZrC和C,含26．46％ZrC的C／C—ZrC复合材料,在氧乙炔焰烧蚀50s后,在材料表面生成致密的ZrO2膜,阻挡了氧对基体的扩散,并有隔热作用,有效保护复合材料被烧蚀和冲刷。实验表明,复合材料在高温氧乙炔焰烧蚀20s后,线烧蚀率和质量饶蚀率分别为0．012mm／s和0．0033g／s,比C／C复合材料分别降低7．6％和50％。     

Microstructure and Ablation Behavior of W Coating Prepared by Atmospheric Plasma Spraying for Zr/Cu Infiltrated C/C Composites

To improve the ablation resistance of carbon/carbon (C/C) composites, W coating prepared by atmospheric plasma spraying (APS) for Zr/Cu infiltrated C/C composites are fabricated, the Zr/Cu infiltrated C/C composites are prepared by reactive melt infiltration (RMI). The microstructural features of the composites are examined by scanning electron microscopy coupled with energy dispersive spectrometry (SEM‐EDS), X‐ray diffraction (XRD), and transmission electron microscopy (TEM). The ablation resistance of the W coated Zr/Cu infiltrated composites are tested in the oxyacetylene torch environment at heat flux of 4186 kW m^?2 for 150 s. The results show that the diameter of ablation center and line ablation rate (LAR) of W coated composites are about 3.92 mm and 5.16 × 10^?3 mm s^?1. Compared to pure C/C and the Zr/Cu infiltrated composites, the diameters of ablation center of W coated composites are reduced by 18.00% and 15.52%, the LAR of W coated composites decreases by 74.52% and 23.55%. Overall, the W coated composites depict good ablation property due to the high melting point of W coating, which can be resistant to high‐temperature oxidation and ablation, the sublimation of WO₃ carries away the heat.

     

3D C/SiC复合材料喷管在小型固体火箭发动机中的烧蚀规律研究

采用小型固体火箭发动机研究了3D C/SiC复合材料喷管的烧蚀性能,分析了3D C/SiC的烧蚀机理及燃气参数对烧蚀性能的影响.结果表明,喷管喉部线烧蚀率为0.128±40.088mm/s,质量烧蚀率为0.166kg/(m2.s);受喷管内燃气组分、温度、压强和流速等环境参数的影响,3D C/SiC的烧蚀涉及不同机理的非均匀烧蚀.喉部及其上下游过渡区域烧蚀最严重,收敛段其次,扩散段烧蚀最弱.烧蚀过程是热物理化学侵蚀和机械剥蚀综合作用的结果:涉及SiC的分解流失,SiC和碳纤维的氧化烧蚀,还涉及低速Al2O3大粒子的机械化学侵蚀,高速Al2O3小粒子的机械侵蚀等.     

烧蚀角度对C/C复合材料烧蚀行为的影响EI北大核心CSCD

烧蚀角度对C/C复合材料的耐烧蚀性能有显著的影响,采用自主研发的氧-煤油烧蚀实验系统对轴棒法编织的三维四向C/C复合材料进行烧蚀/侵蚀实验,实验的典型角度分别为90°,60°,45°,侵蚀时的粒子浓度为1.37%。测算试样的宏观烧蚀率,并采用扫描电镜(SEM)观察了试样烧蚀后的微观形貌。分析了角度对C/C复合材料烧蚀行为的影响规律,并探讨其烧蚀机理。结果表明:不加粒子进行烧蚀实验时,烧蚀角度90°,60°,45°对应的试样质量烧蚀率分别为0.146,0.123,0.100g/s,随烧蚀角度的减小,质量烧蚀率加速降低;加粒子进行侵蚀实验时,烧蚀角度90°,60°,45°对应的试样质量烧蚀率分别为0.452,0.455,0.432g/s,线烧蚀率分别为1.863,1.323,0.843mm/s,随烧蚀角度的减小,质量烧蚀率基本不变,线烧蚀率逐渐降低。烧蚀角度越小,射流的冲刷作用越强,伴随热化学烧蚀的作用,导致烧蚀/侵蚀实验条件下,径向纤维的烧蚀梯度均增加;烧蚀实验条件下,轴向纤维束外沿的受冲刷区域变大。     

ZrC-Cu-C/C复合材料的烧蚀性能及烧蚀机制

为了提高炭/炭(C/C)复合材料的耐烧蚀性能,以孔隙率为38%的C/C复合材料为坯体,Zr-Cu混合粉末为熔渗剂,采用反应熔渗法制备了ZrC-Cu-C/C复合材料。通过氧-乙炔焰烧蚀实验,研究了熔渗剂成分对复合材料高温耐烧蚀性能的影响。利用XRD、SEM和EDS对烧蚀前后ZrC-Cu-C/C复合材料的相组成和微观结构进行了分析。结果表明:ZrC-Cu-C/C复合材料烧蚀前主要存在C、ZrC和Cu相,有微量Zr残余;烧蚀20s后表面主要存在炭基体、ZrO_2、CuO、Cu_2O及残余的ZrC和Cu。随熔渗剂中Zr含量增加,复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率均呈现先减小后增大的趋势,以60%Zr-Cu(质量分数)为熔渗剂制备的ZrC-Cu-C/C复合材料的抗烧蚀性能最佳,其线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.0018mm·s~(-1)和0.0013g·s~(-1)。ZrC-Cu-C/C复合材料的烧蚀机制为以C的升华、ZrO_2的熔化及Cu的蒸发和汽化为主的热物理烧蚀、ZrC和C氧化的热化学烧蚀以及高压热流冲刷引起的机械剥蚀的综合作用。     

双组元液体动力环境下3D C/SiC复合材料喷管烧蚀性能

为明确C/SiC陶瓷基复合材料喷管在液体火箭发动机工作环境的烧蚀特性,采用先驱体浸渍-裂解（PIP）工艺制备得到3D C/SiC复合材料喷管,并对喷管进行多种工况环境下的地面热试车烧蚀考核。结果表明：制备得到的3D C/SiC复合材料喷管能够满足液体火箭发动机多种工况环境下抗烧蚀性能要求,喷管喉部线烧蚀率约为3.92×10^-4 mm/s;热试车烧蚀实验后喷管入口圆柱段、收敛段、喉部及扩张段外型面均残留有大量白色物质SiO₂,喉部局部出现烧蚀坑洞现象;C/SiC复合材料液体火箭发动机工作环境下的烧蚀机理为机械冲刷烧蚀和氧化烧蚀。