素坯密度对气相渗硅制备C/C-SiC复合材料结构与性能的影响

三维针刺碳毡经化学气相渗透(Chemical Vapor Infiltration,CVI)增密制备C/C素坯,通过气相渗硅(Gaseous Silicon Infiltration,GSI)制备C/C-SiC复合材料。研究素坯密度与CVI C层厚度及素坯孔隙率的变化规律,并分析素坯密度对C/C-SiC复合材料力学性能、热学性能的影响。结果表明:随着素坯密度增大,CVI C层变厚,孔隙率减小;C/C-SiC复合材料中残C量随之增大,残余Si量随之减小,SiC先保持较高含量(体积分数约40%),随后迅速降低,C/C-SiC复合材料密度逐渐减小,力学性能先增大后减小,而热导率及热膨胀系数降低至平稳。当素坯密度为1.085g/cm3时,复合材料力学性能最好,弯曲强度可达308.31MPa,断裂韧度为11.36MPa·m1/2。研究发现:素坯孔隙率较大时,渗硅通道足够,残余硅多,且CVI C层较薄,纤维硅蚀严重,C/C-SiC复合材料力学性能低;素坯孔隙率较小时,渗硅通道很快阻塞,Si和SiC含量少,而闭孔大且多,C/C-SiC复合材料力学性能也不高。     

碳纤维预制体结构对CVI-GSI C/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响EI

采用不同面密度和丝束大小的碳纤维布,通过不同z向缝合方式编织了两种碳布叠层结构的碳纤维预制体,再经化学气相渗透法(chemical vapor infiltration,CVI)与气相渗硅法(gaseous silicon infiltration,GSI)联用制备了C/C-SiC复合材料。研究了碳纤维预制体结构对CVI-GSI C/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响。结果表明,由纤维体积分数与C/C素坯密度都相同的预制体所制备的两种复合材料的密度、各相组成、结构与性能均大不相同。较小的碳纤维丝束(1K)和碳布面密度(92 g/m^(2)),以及锁式缝合留下的较大孔隙为GSI反应中Si蒸气的渗透提供了更加充足的通道,最终制备的T1复合材料孔隙率低、结构均匀、性能更高,其弯曲强度、模量和断裂韧度分别为300.97 MPa,51.75 GPa,11.32 MPa·m^(1/2)。初始预制体结构和C/C中间体结构的综合调控是CVI-GSI联用工艺制备高性能C/C-SiC复合材料的关键。     

碳纤维预制体结构对CVI-GSIC/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响

采用不同面密度和丝束大小的碳纤维布，通过不同z向缝合方式编织了两种碳布叠层结构的碳纤维预制体，再经化学气相渗透法(chemical vapor infiltration, CVI)与气相渗硅法(gaseous silicon infiltration, GSI)联用制备了C/C-SiC复合材料。研究了碳纤维预制体结构对CVI-GSI C/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响。结果表明，由纤维体积分数与C/C素坯密度都相同的预制体所制备的两种复合材料的密度、各相组成、结构与性能均大不相同。较小的碳纤维丝束(1K)和碳布面密度(92 g/m²),以及锁式缝合留下的较大孔隙为GSI反应中Si蒸气的渗透提供了更加充足的通道，最终制备的T1复合材料孔隙率低、结构均匀、性能更高，其弯曲强度、模量和断裂韧度分别为300.97 MPa, 51.75 GPa, 11.32 MPa·m^1/2。初始预制体结构和C/C中间体结构的综合调控是CVI-GSI联用工艺制备高性能C/C-SiC复合材料的关键。     

C/C多孔体对C/C-SiC复合材料制备及性能的影响

以准三维针刺碳纤维预制体,经化学气相渗透(CVI)法制备了4种密度的C/C多孔体,利用先驱体浸渍裂解法(PIP)制备了C/C-SiC复合材料,研究了C/C多孔体对C/C-SiC复合材料制备和最终性能的影响。结果表明:C/C多孔体密度越低,最终得到的C/C-SiC复合材料开孔隙率及SiC含量较高。SiC的存在使C/C-SiC材料具有较高的弯曲强度,纤维和基体界面也是影响弯曲强度的关键因素,其中密度为1.35g/cm3的C/C多孔体所制备的C/C-SiC复合材料纤维和基体之间形成较好的结合界面,其弯曲强度最大。同时,SiC含量增加可显著提高C/C-SiC复合材料的抗烧蚀性能。     

稀土镧催化热解二甲苯制备C/C复合材料及其微观结构与力学性能

采用薄膜沸腾CVI法,以LaCl_3为催化剂在1 000~1 100℃下热解二甲苯制备出密度1.67~1.72 g/cm~3的C/C复合材料,研究了催化剂含量对其致密化特性、基体微观结构和力学性能的影响。结果表明,催化剂含量由0增加至15 wt%时,热解炭沉积速率升高,其结构由粗糙层(RL)向各向同性(ISO)转变,材料密度和力学性能先升高后降低。含量为3 wt%时材料密度较高,且基体内出现纳米丝状碳(NFC);含量增大至6wt%后,NFC数量增多,催化剂表面积碳使基体趋于形成RL和ISO混合结构,高催化剂含量下ISO层较厚。催化剂添加后材料的弯曲和剪切强度分别提高约8.1%~33.0%和15.3%~55.7%,含量为6wt%时性能较佳,弯曲及剪切强度达230.7 MPa和36.6 MPa。高温处理使材料韧性提高,但强度降低,15 wt%时降低较大,弯曲和剪切强度降低约18.6%和14.4%。     

PIP工艺制备C/Zr_(0.5)Hf_(0.5)C-SiC复合材料及其微观结构和弯曲性能EI

基于自制Zr_(0.5)Hf_(0.5)C先驱体和商业化液态聚碳硅烷,通过先驱体浸渍裂解(PIP)工艺成功制备C/Zr_(0.5)Hf_(0.5)C-SiC复合材料,研究纤维表面热解C涂层厚度对复合材料微观结构及弯曲性能的影响。结果表明:自制Zr_(0.5)Hf_(0.5)C先驱体在1400℃下即可转化生成单一Zr_(0.5)Hf_(0.5)C固溶体。因具有良好的渗透性,转化生成的Zr_(0.5)Hf_(0.5)C基体同时存在于C/Zr_(0.5)Hf_(0.5)C-SiC复合材料的纤维束内和束间,呈包裹SiC基体的层状形貌。C/Zr_(0.5)Hf_(0.5)C-SiC复合材料主要由C,SiC和Zr_(0.5)Hf_(0.5)C相组成;具有不同热解C涂层厚度(0.67,0.84,1.36μm)的3组复合材料密度分别为2.07,1.99,1.98 g/cm^(3);随热解C涂层厚度的增加复合材料中SiC含量减少。弯曲加载中3组不同热解C涂层厚度复合材料均呈现假塑性断裂模式,弯曲强度,弯曲模量和断裂韧度分别在410 MPa,60 GPa和15.6 MPa·m^(1/2)以上。良好的界面结合和预先引入的SiC基体是C/Zr_(0.5)Hf_(0.5)C-SiC复合材料获得优良弯曲性能的关键。     

ZrB2-SiC复相陶瓷涂层制备及其保护C/C-SiC复合材料性能

为提高C/C-SiC复合材料的超高温抗烧蚀性能,通过浆料涂刷和高温烧结相结合的方法在C/C-SiC复合材料表面制备了ZrB₂-SiC复相陶瓷涂层,利用EDS、SEM对涂层的成分及微观形貌进行了分析。对涂层材料的力学性能和抗烧蚀性能进行了表征,结果表明：制备的ZrB₂-SiC复相陶瓷涂层保护C/C-SiC复合材料的拉伸强度、弯曲强度及剪切强度分别为147 MPa、355 MPa和21.9 MPa,与无涂层保护的针刺C/C-SiC复合材料的力学性能相比略有下降。涂层材料具有良好的抗氧化烧蚀性能,经过热流密度为3 200 kW/m²的氧乙炔火焰烧蚀600 s试验,其线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.001 mm/s和0.0006 g/s。     

催化炭化-原位反应/反应熔体浸渗法制备C/C-SiC复合材料

利用三氯化铝为催化剂、煤焦油为前驱体催化炭化致密化碳毡制备C/C复合材料,在此基础上结合同步浸渍原位反应或反应熔体浸渗过程制备C/C-SiC复合材料,并对复合材料的微观结构、力学性能等进行表征分析.结果表明:在催化炭化-原位反应法制得的C/C-SiC复合材料中,SiC多以纳米线的形式存在于碳纤维束内部和碳纤维束之间的孔隙,C/C-SiC复合材料总体表现出假塑性断裂模式,其弯曲强度达到了(158±12)MPa;而催化炭化-反应熔体浸渗法制得的C/C-SiC复合材料中,SiC以立方体、六方体颗粒存在,复合材料的断裂行为呈现出脆性断裂模式,弯曲强度达到了(150±10)MPa.相对于催化炭化-反应熔体浸渗法,催化炭化-原位反应法所得到的C/C-SiC复合材料具有工艺简单、成本低、力学性能优异等诸多优势.     

炭基复合材料与人骨的力学性能对比分析

选用3种炭基复合材料,分别为采用化学气相沉积（CVD）工艺和CVD/浸渍复合工艺制备的2种C/C复合材料以及采用CVD/熔融渗硅（MSI）工艺制备的C/C-SiC复合材料,通过对比分析3种炭基复合材料与人骨的微观结构和力学性能,研究了所选用的3种炭基复合材料作为新型骨折内固定材料的可行性。结果表明:3种炭基复合材料与人骨均具有纤维增强、多孔基体的微观结构形态。在力学性能方面,3种炭基复合材料的弹性模量与人骨都较为接近,其中C/C-SiC复合材料的力学性能与人骨最为接近,分别为弯曲强度213.0 MPa、剪切强度19.3 MPa、压缩强度228.1 MPa,有望成为理想的接骨板材料。CVD和CVD/浸渍工艺制备的C/C复合材料,弯曲强度分别仅为161.8 MPa和174.6 MPa,低于人骨的弯曲强度,后期可通过改进坯体结构和制备工艺等方法来使其力学性能与人骨相匹配。      

C/C坯体密度对2D C_f/SiC复合材料结构和性能的影响

通过理论计算,探究C_f/SiC复合材料密度与C/C坯体密度的相关性;而后采用碳纤维布叠层制作2D C/C坯体,经先驱体浸渍裂解工艺增密,制得密度分别为0.98、1.06、1.12g/cm~3的C/C坯体,通过液相渗硅法反应合成2DC_f/SiC复合材料,探究C/C坯体密度对其结构和性能的影响。与理论计算结果来对比。研究结果表明:试验结果与理论数学计算结果基本一致。随着C/C坯体密度的增加,C_f/SiC复合材料的密度出现先上升后下降的趋势,当C/C坯体密度大于0.98g/cm~3后,复合材料的弯曲强度随着C/C坯体密度的增加而降低,C/C坯体密度为0.98g/cm~3时,2DC_f/SiC复合材料结构和性能较优。     

三维针刺碳毡增强碳/氮化硼复合材料的力学和介电性能

三维针刺碳毡中碳纤维的排布方式有利于电磁波的吸收。采用碳基体和氮化硼（BN）基体与三维针刺碳毡复合, 可望获得耐高温吸波复合材料。本文中采用先驱体浸渗裂解法（PIP）制备多孔三维针刺碳/碳（C/C）复合材料, 再利用化学气相渗透法（CVI）将BN引入C/C复合材料中, 最终获得了C/C--BN复合材料。研究了CVI时间对三维针刺C/C--BN复合材料微结构、 力学性能及介电性能的影响规律。随着CVI时间的增加, C/C--BN的密度增加, 孔隙率降低, 抗弯强度提高, 介电常数增加,介电损耗降低。在CVI时间达160h后, C/C--BN密度为1.43g/cm3, 总气孔率为25%, 抗弯强度达到82MPa。      

热结构复合材料的低成本制备(高效、低成本、快速制备C/C、C-SiC系列热结构复合材料)

介绍了化学气相渗Ｃ／Ｃ材料在国内外的发展状况,指出落后的工艺技术阻碍了我国Ｃ／Ｃ产业的发展。金属所发明的化学气相渗新技术－ＨＣＶＩ能低成本快速制备Ｃ／Ｃ、Ｃ－ＳｉＣ系列热结构复合材料。该方法是在热梯度法基础上,利用电磁耦合原理使反应气体中间产物在变电磁场作用下更加活泼、碰撞几率增多,从而增加了沉积速率。试验证明采用这种新工艺制备了这种新工艺制备Ｃ／Ｃ材料沉积速率提高了３０～５０倍,该方法特别适合制     

炭纤维增强C/SiC双基体复合材料的制备及性能(英文)

以针刺炭纤维整体毡为预制体,联用化学气相沉积法与熔融渗硅法制得炭纤维增强C/SiC双基体(C/C-SiC)复合材料;研究了C/C-Si材料的显微结构、力学性能和不同制动速度下的摩擦磨损性能及机理。结果表明:C/C-SiC材料具有适中的纤维/基体界面结合强度,弯曲强度和压缩强度分别达240MPa和210MPa,具有摩擦系数高(0.41～0.54),磨损小(0.02cm3/MJ),摩擦性能稳定等特点.随着制动速度提高,C/C-Si材料的摩擦磨损机制也随之变化:在低速制动条件下主要表现为磨粒磨损;中速时以黏着磨损为主;高速时以疲劳磨损和氧化磨损为主。     

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。     

快速化学气相渗积制备碳/碳复合材料的工艺研究

研究了一种快速制备碳／碳复合材料的新工艺-自加热化学气相渗积法(SHCVI)。该工艺沉积时间10h，复合材料密度可达到1．63g／cm^3。通过测定材料的体积密度及力学性能，分析了温度制度、反应气体流量、气体压力对复合材料致密度以及复合材料力学性能的影响。采用扫描电镜观察复合材料断口形貌，分析其增韧机制。     

高性能制动系统用炭纤维增强炭和SiC双基体(C/C-SiC)复合材料

C/C-SiC制动材料具有密度低、耐高温、制动平稳、摩擦因数高、磨损少和环境适应性强等优点,是一种能满足高速高能载制动的高性能轻质材料。本文以针刺炭纤维整体毡为预制体,采用化学气相渗透法制备C/C多孔体,然后熔融渗硅制得C/C-SiC材料;研究了C/C-SiC材料的组织结构、力学性能及其失效模式、摩擦磨损性能及机理,同时介绍了中南大学研制的C/C-SiC制动材料的应用现状。     

液硅渗透法制备Ti3SiC2改性C/CSiC复合材料

采用浆料浸渗结合液硅渗透法原位生成高韧性Ti₃SiC₂基体, 制备Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料。研究了TiC颗粒的引入对熔融Si浸渗效果的影响, 分析了Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料的微结构和力学性能。实验结果表明: TiC与熔融Si反应生成Ti₃SiC₂是可行的, 而且C的存在更有利于生成Ti₃SiC₂; 在含TiC颗粒的C/C预制体孔隙(平均孔径22.3 μm)内, 熔融Si的渗透深度1 min内可达10.8 cm; Ti₃SiC₂取代残余Si后提高了 C/C-SiC复合材料的力学性能, C/C-SiC-Ti₃SiC₂复合材料的弯曲强度达203 MPa, 断裂韧性达到8.8 MPa·m1/2; 对于厚度为20 mm的试样, 不同渗透深度处材料均具有相近的相成分、 密度和力学性能, 无明显微结构梯度存在, 表明所采用的浆料浸渗结合液硅渗透工艺适用于制备厚壁Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料构件。      

A Multi-interlayer LMAS Joint of C/C-SiC Composites and LAS Glass Ceramics

Porous C/C-SiC composites were prepared through a two-step chemical vapor infiltration process,and a multi-interlayer joint of Li20-MgO-Al_2O_3-SiO_2(LMAS) was applied to join C/C-SiC composites and lithium aluminum silicate(LAS) glass ceramics by means of a vacuum hot-pressing technique.Plenty of SiC whiskers were generated in the pores of low-density C/C composites during chemical vapor deposition process,which is essentia! to form a zigzag interface structure between C/C-SiC substrate and the LMAS interlayer.The average shear strength of the LMAS joint was improved from 12.17 to 19.91 MPa after changing the composites from high-density C/C composites(1.75 g/cm~3) with a CVD-SiC coating to the C/C-SiC composites with a low density(1.48 g/cm~3).The improvement of the joint strength is mainly attributed to the formation of the inlay structure at the SiC-C/C and SiC-LMAS interfaces.     

先驱体浸渍-裂解SiC界面改性涂层对气相渗硅3D-C_f/SiC复合材料力学性能的影响

界面改性涂层对调节复合材料的力学性能起到重要作用。特别是在气相渗硅(GSI)制备C_f/SiC复合材料时,合适的界面改性涂层一方面保护C纤维不受Si反应侵蚀,另一方面调节C纤维和SiC基体的界面结合状况。通过在3D-C纤维预制件中制备先驱体浸渍-裂解(PIP)SiC涂层来进行界面改性,研究了PIP-SiC涂层对GSI C_f/SiC复合材料力学性能的影响。结果表明:无涂层改性的GSI C_f/SiC复合材料力学性能较差,呈现脆性断裂特征,其弯曲强度、弯曲模量和断裂韧性分别为87.6 MPa、56.9GPa和2.1 MPa·m~(1/2)。具有PIP-SiC界面改性涂层的C_f/SiC复合材料力学性能得到改善,PIP-SiC涂层改性后,GSI C_f/SiC复合材料的弯曲强度、弯曲模量和断裂韧性随着PIP-SiC周期数的增加而降低,PIP-SiC为1个周期制备的GSI C_f/SiC复合材料的力学性能最高,其弯曲强度、弯曲模量、断裂韧性分别为185.2 MPa、91.1GPa和5.5 MPa·m~(1/2)。PIP-SiC界面改性涂层的作用机制主要体现在载荷传递和"阻挡"Si的侵蚀2个方面。