SiC 涂层对不同碳基体氧化防护行为的研究

为了提高碳材料的抗氧化性能,采用料浆烧结法在石墨和C/C复合材料上制备了SiC 抗氧化涂层.测试了SiC涂层在1200℃的高温下对不同碳基体的氧化防护能力,利用扫描电子显微镜 (SEM)、X-射线衍射仪(XRD)对涂层结构进行分析.结果表明:SiC涂层对不同碳材料的抗氧化防护行为有很大差异,在1200℃的高温下SiC涂层对石墨具有较好的抗氧化性能,而对C/C复合材料的氧化防护性能较差.     

热解碳涂层对Cf/Al复合材料热膨胀性能的影响

采用真空挤压吸渗工艺制备了不同厚度热解碳（PyC）涂层的碳纤维增强铝基（C_f/Al）复合材料,研究了热解碳涂层对C_f/Al复合材料热膨胀性能的影响。结果表明,热解碳涂层均匀而致密,可有效地保护碳纤维;对C_f/Al复合材料的热膨胀性能进行测试表明,与碳纤维表面无涂层的C_f/Al复合材料相比,当热解碳涂层的厚度约为70 nm时,碳纤维表面具有热解碳涂层的C_f/Al复合材料的热膨胀系数减小了24%;在一定的厚度范围内（70~250 nm）,随着热解碳涂层厚度的增加,碳纤维表面具有热解碳涂层的C_f/Al复合材料界面结合强度和滑移阻力逐渐减小,热膨胀系数逐渐增大。     

ZrB2-MoSi2/SiC涂层C/C复合材料的制备及氧化性能（英文）

为了提高C/C复合材料的抗氧化性,在C/C复合材料基体上制备了ZrB2-MoSi2/SiC涂层。采用包埋法制备SiC中间层,采用喷涂法制备ZrB2-MoSi2外涂层。用XRD和SEM分别分析、测试所制备涂层的物相组成和显微结构,研究涂层复合材料的高温抗氧化性能。结果表明:C/C复合材料的外涂层由ZrB2、MoSi2和SiC三相组成;在1273K和1773K下分别氧化30h和10h后ZrB2-MoSi2/SiC涂层试样的质量损失分别为5.3%和3.0%,涂层表面长有纳米SiC晶须。C/C复合材料ZrB2-MoSi2/SiC涂层具有自愈合特性和良好的高温抗氧化性能。     

ZrC-HfC-TaC改性C/SiC复合材料的循环氧化烧蚀行为

难熔金属碳化物改性是提升陶瓷基复合材料抗氧化性能的有效途径。然而,ZrC-HfC-TaC改性对循环氧化烧蚀性能的影响却鲜有报道。利用前驱体浸渍裂解结合化学气相沉积工艺构筑了ZrC-HfC-TaC改性C/SiC复合材料,剖析了1600 ℃/5 h循环静态氧化后材料的力学强度、化学组成以及微观结构的变化,根据表征结果提出了改性后材料的抗氧化机理,并利用1700 ℃/4000 s循环氧乙块焰烧蚀试验验证了ZrC-HfC-TaC改性对提升循环氧化烧蚀性能的有效性。研究表明,经过ZrC-HfC-TaC改性的C/SiC复合材料具备优异的高温循环氧化烧蚀性能。     

高温循环下SiC-C/SiBCN复合材料的力学性能研究

采用化学气相沉积(CVD)结合前驱体浸渍裂解(PIP)技术制备了SiC涂层的C/Si C和C/SiBCN复合材料,研究了高温循环氧化对2种复合材料弯曲性能的影响。结果表明,与SiC-C/SiC相比,SiC-C/SiBCN复合材料的平均室温抗弯曲强度约为605 MPa,增幅达到126.6%。在1000和1200℃循环3次后,Si C-C/SiBCN的剩余抗弯曲强度分别为417和342 MPa,强度保留率分别为68.9%和56.5%,显著优于SiC-C/Si C复合材料。与PIP SiC陶瓷基体相比,Si BCN基体的孔隙率更低,高温下SiBCN氧化后形成SiO_2和B_2O_3,可以更好地降低O_2的透过率,提高材料的抗氧化性能和强度保留率。     

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。     

Joining of C/C Composites and GH3128 Ni-based Superalloy with Ni-Ti Mixed Powder as an Interlayer

通过包埋工艺在C/C复合材料表面制备了改性SiC涂层.采用Ni-Ti粉末作中间层连结材料,利用真空热压扩散工艺成功制备了SiC涂层改性C/C复合材料与GH3128镍基高温合金的连接样件.借助X射线衍射仪、扫描电子显微镜、能谱分析仪和材料万能试验机,研究了SiC涂层改性C/C复合材料与GH3128镍基高温合金连接接头及其界面的元素分布、微观结构及力学性能.结果表明,在C/C复合材料表面制备SiC涂层,不仅充分改善了C/C复合材料对Ni-Ti中间层连结材料的润湿性,而且还有效缓解C/C复合材料与GH3128连接界面因热膨胀不匹配而造成的热应力.经过SiC涂层改性处理的连接接头,其室温剪切强度可达22.49 MPa;而没有经过SiC涂层改性处理的连接接头,其室温剪切强度几乎为零.     

SiC/Si-Mo-Cr涂层SiCf/SiC复合材料辐照行为

通过浆料涂刷法(Slurry painting,SP)结合化学气相沉积(Chemical vapor deposition,CVD)，在SiC_f/SiC复合材料表面制备了致密的SiC/Si-Mo-Cr复合涂层。采用拉曼光谱、XRD和SEM研究了Si²⁺离子辐照前后涂层的相组成、结构和形貌，并通过三点弯曲试验评估了辐照前后涂层样品的力学性能。结果表明：SiC_f/SiC复合材料在Si²⁺离子辐照后发生结构损伤，如SiC纤维变得更粗糙，PyC界面膨胀以及SiC基体非晶化；而制备好的涂层可以极大地保护SiC_f/SiC复合材料；因此，内部的纤维、界面和SiC基体在Si²⁺离子辐照中都没有出现损伤。辐照后，SiC_f/SiC复合材料在辐照损伤区的界面脱黏和纤维拔出减少，弯曲断口变平，力学性能下降，弯曲强度保持率为80.49%；与之相比，涂层样品在辐照后的弯曲强度保持率更高，达到84.15%。     

C/SiC复合材料与抗氧化陶瓷涂层的优化匹配

目的 快速筛选与C/SiC复合材料界面热应力最低匹配的抗氧化涂层材料。方法 在原用于单层陶瓷材料热冲击计算模型的基础上改造建立了一个简易但能合理解释热冲击下抗氧化涂层失效的解析模型。采用有限元模型对解析模型得到的界面热应力加以验证,二者结果基本一致。结果 当裂纹长度小于30 μm时,裂纹对涂层-基体界面热应力的影响几乎可以忽略,然而,当涂层表面预制长度大于30 μm的微裂纹或增加涂层中的微裂纹密度均能够有效降低涂层-基体界面的热应力,提高涂层在服役条件下的断裂临界温差,改善涂层材料的抗热震性,提高涂层的使用寿命。利用该解析模型计算出各温度下涂层-基体体系具体的断裂临界温差,并预测涂层-基体体系最危险的工作温度区间。结论 解析模型可以用来方便地计算涂层材料的热应力和断裂临界温差,从而筛选出热应力最小匹配的涂层材料。C/SiC复合材料的抗氧化涂层中预制长度大于30 mm的微裂纹,可有效提高涂层抗热震性能。     

Si/莫来石/Er_2SiO_5环境障涂层的高温氧化行为

采用化学气相沉积与等离子喷涂相结合的方法在SiC/SiC复合材料基体上制备了Si/莫来石/Er2Si O5环境障涂层。采用扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)与X射线衍射仪(XRD)分析其结构变化,通过氧化试验研究涂层在1350℃与1500℃下的高温氧化行为。结果表明:Si/莫来石/Er2Si O5环境障涂层可在1350℃长时间使用,在1500℃短时间使用。涂层在不同高温下的氧化失效机理不同。1350℃时,涂层氧化失效主要是由于涂层材料与基体材料热膨胀不匹配使涂层中产生了垂直于表面的裂纹,裂纹成为元素扩散通道,加速环境中O元素扩散至粘结层与基体并将其氧化,降低了涂层与基体之间的粘结强度,从而导致涂层脱落。1500℃时,涂层氧化失效主要是元素快速扩散、反应生成大量的气泡状玻璃态物质所致。     

Effect of C/SiC Volume Ratios on Mechanical and Oxidation Behaviors of Cf/C-SiC Composites Fabricated by Chemical Vapor Infiltration Technique

C/SiC volume ratios in carbon fiber-reinforced carbon-silicon carbide (C_f/C-SiC) composites may influence greatly mechanical and oxidation properties of the composites, but have not been well investigated yet. Herein, C_f/C-SiC composites with different C/SiC volume ratios were fabricated by chemical vapor infiltration (CVI) technique through alternating the thickness of a pyrocarbon (PyC) interlayer. The composites with C/SiC volume ratios of 0.37 and 0.84 exhibited the better comprehensive mechanical properties. The CS0.37 showed the highest flexural strength of 340.6 MPa, and CS0.84 had the maximum tensile strength of 139.1 MPa. The excellent mechanical properties were closely related to the relatively low C/SiC volume ratios and porosities, optimum interfacial bonding and reduced matrix micro-cracks. The composite with a low C/SiC volume ratio of 0.10 showed the best anti-oxidation performance due to its high SiC content. The oxidation mechanisms at 1100 °C and 1400 °C were discussed by considering the effect of the C/SiC volume ratios, pores and matrix micro-cracks, oxidation of carbon phase and SiC.     

Influence of preparation temperature on the oxidation resistance and mechanical properties of C/SiC coated C/C composites

A C/SiC oxidation resistance coating was prepared on carbon/carbon (C/C) composites by slurry and pack cementation. The microstructure, oxidation resistance and mechanical properties of C/SiC coating prepared from 1773 to 2573 K were investigated. With the increase of the preparation temperature, the oxidation resistance of C/SiC coating increases, however, the flexure strength decreases gradually. The preparation of C/SiC coating on C/C composites results in the fracture behavior of C/C composites changing from pseudo-plastic to brittle failure model. The decrease of flexure strength is mainly attributed to the decrease of C/C matrix’ flexure strength at high temperature.     

C/SiC复合材料用莫来石/硅酸钇双层涂层的抗氧化性能研究

针对C/SiC复合材料的防氧化要求,在材料表面通过等离子喷涂法制备了莫来石/硅酸钇的双层涂层,对涂层的形貌、组成和结构及其与基底的结合强度进行了表征,开展了1500℃、1h静态空气氧化实验,对抗氧化涂层的结构演变进行了分析,并对C/SiC复合材料氧化实验前后的质量和力学性能变化进行了研究。结果表明,莫来石/硅酸钇双层涂层抗氧化作用较好,涂层C/SiC复合材料的强度保留率达95.3%。     

Ti3 SiC2 复合材料耐磨性能研究

Ti₃SiC₂是一种六方晶体结构的特殊陶瓷材料,兼具金属与陶瓷的优异性能,拥有优良的高温强度、抗氧化性及可加工性等优点,广泛应用于耐磨润滑材料。本文综述其同金属和SiC、金刚石、TiC、Al₂O₃等复合后的优异性能和广阔应用,并展望其在和金属、陶瓷、金刚石等材料复合领域的研究方向。      

Cf/SiC复合材料与304不锈钢钎焊接头组织与性能

采用Ti-Zr-Be活性钎料作为连接层,在一定工艺参数下真空钎焊C_f/SiC复合材料和304不锈钢.利用SEM,EDS,XRD和俄歇谱仪分析接头微观组织结构,利用剪切试验检测接头力学性能,分析了工艺参数对接头抗剪强度的影响.结果表明,在复合材料附近形成ZrC+TiC+Be₂C/Ti-Si反应层,连接层中主要包含FeZr₂,锆基固溶体,BeTi,Ti-Zr固溶体等反应产物,304不锈钢附近形成FeTi/αFe反应层.在连接温度为950℃,连接时间为60min时,接头室温抗剪强度最高为109.3 MPa,断裂位置为C_f/SiC复合材料与中间层连接界面靠近复合材料端.     

Co-Nb-Pd-Ni-V钎料真空钎焊Cf/SiC复合材料的接头组织与性能

采用自行设计的Co-Nb-Pd-Ni-V高温活性钎料对碳纤维增强碳化硅（C_f/SiC）复合材料进行钎焊连接,钎焊温度为1 200 ~ 1 320 ℃,钎焊时间固定为10 min. 结果表明,钎料中的V和Nb元素同时发挥反应活性,与C_f/SiC复合材料发生界面反应,在陶瓷界面形成了VC和NbC双层界面反应层. 当钎焊参数为1 280 ℃/10 min,典型的接头组织为（VC/NbC）双界面反应层/（Co,Ni）₂Si + CoSi + NbC + Pd₂Si/（NbC/VC）双界面反应层. 在此参数下获得的接头性能最佳,其中室温三点弯曲强度为61.0 MPa,在900和1 000 ℃下测得的强度均高于其室温强度,分别为83.2和87.7 MPa. 接头中的NbC和Pd₂Si高熔点物相弥散分布在钎缝内部,大大提高了接头的高温性能.     

基于Ti中间层的B4C复合陶瓷扩散连接接头界面微观组织与力学性能

碳化硼(B₄C)复合陶瓷以其高硬度、高熔点、良好的耐磨性以及吸收中子能力的特性,广泛应用于制造防弹装甲材料,原子反应堆控制以及耐磨耐高温结构材料等领域.文中采用中间层Ti箔对碳化硼复合陶瓷(B₄C-SiC-TiB₂)进行扩散连接,研究了连接温度对连接界面组织及接头力学性能的影响.结果表明,在连接温度1300 ~ 1450 ℃下成功扩散连接了B₄C-SiC-TiB₂复合陶瓷,Ti与B₄C反应生成TiB₂和TiC.随着连接温度的升高,反应层变厚,而过厚的反应层会对接头的性能造成不利影响.在连接温度1300 ℃时,反应层的平均厚度约为5 μm,此时获得较高的接头抗剪强度100 MPa;在连接温度1450 ℃时连接层基本为TiB₂和TiC陶瓷相,此时扩散连接接头可以获得较高硬度(25.4 GPa).     

TiNiNb钎焊Cf/SiC与TC4接头组织结构

文中在钎焊温度980℃、钎焊时间15 min的条件下,采用Ti_54.8Ni_34.4Nb_10.8（原子分数,%）共晶合金粉末真空钎焊C_f/SiC复合材料与TC4钛合金.用SEM,EDS及差热分析法（DTA）观察测定了钎料组织、成分及熔点,分析了钎焊接头的微观组织结构.结果表明,Ti_54.8Ni_34.4Nb_10.8共晶钎料由Ti₂Ni及Ti（Nb,Ni）化合物组成,实际熔点为935℃.钎焊过程中,Ti和Nb元素与复合材料反应形成TiC和NbC混合反应层;钎料中的镍与TC4中的镍发生互扩散,在TC4钛合金侧形成扩散层;连接层由弥散分布的Ti（Nb,Ni）化合物和Ti₂Ni相组成.C_f/SiC与连接层界面为接头最薄弱环节,此处易形成裂纹.     

HfC-TaC改性对C/SiC-ZrC复合材料静态氧化行为的影响

利用HfC-TaC对C/SiC-ZrC陶瓷基热结构复合材料进行改性,提升C/SiC-ZrC材料的抗氧化性能。结合前驱体浸渍裂解和化学气相沉积法制备陶瓷基复合材料,并通过静态氧化实验（1600 ℃/5 h和1600 ℃/20 h）检验其抗氧化性能。结合弯曲强度测试和失重情况分析,发现HfC-TaC可以有效改善C/SiC-ZrC复合材料的氧化行为,且能够使其满足力学性能要求。借助X射线衍射仪、扫描电子显微镜和能谱仪等仪器,对复合材料的晶相结构、微观结构等进行了分析,结果显示：均匀的元素分布和基体中各陶瓷组元间良好的融合度是C/SiC-ZrC复合材料抗氧化性能提升的原因。