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分别以国产近化学计量比SiC纤维和聚碳硅烷为纤维增强相和基体浸渍剂,采用聚合物先驱体浸渍裂解工艺,实现制备PyC界面层的SiC/SiC复合材料致密化.采用SEM对SiC纤维及SiC/SiC复合材料的形貌进行分析,采用三点弯曲法对材料力学性能进行测试.结果 表明,国产近化学计量比SiC纤维具有高强高模的特点,界面层厚度是... 相似文献
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在自行设计制造的直流电阻加热CVD装置上制备出C芯SiC纤维,C芯SiC比W芯具有更高的力学性能,更好的界面相容性,更低的密度,成为制备SiC/Ti基复合材料的最佳增强体。研究CH3SiHCl2-CH3SiCl3-H2-Ar体系中在C芯表面化学气相沉积SiC涂层工艺,考察沉积温度,[H2]/[silane],气流量,Ar气流量对化学气相沉积SiC涂层的结构、性能的影响。并对涂层表面形貌及结构成分进行SEM,XRD,raman,AES分析。结果表明:在温度1200℃,[H2]/[silane]=1.4,气体流量4.89L/min,稀释气体0.2L/min时,纤维拉伸强度最好为3392MPa。其中纤维的性能对沉积温度,[H2]/[silane]最敏感。 相似文献
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基于反应烧结SiC制备出相对密度较高的SiC/B4C复合材料,并探讨原料中C含量对SiC/B4C复合材料物相、显微结构、体积密度、力学性能的影响。结果表明,SiC/B4C复合材料的相组成为B4C、SiC、Si、B13C2和B12.97Si0.03C2。SiC/B4C复合材料的显微组织为:SiC相和B4C相均匀分布,游离Si填充在B4C相和SiC相的空隙处,且形成了连续相。随着原料中C含量的增加,复合材料的力学性能整体呈现先增加后降低的趋势。原料中C最佳添加量为10%(质量分数),对应SiC/B4C复合材料的维氏硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为24.4GPa、361.3MPa和4.41MPa·m1/2,复合材料开口气孔率和体积密度分别为0.19%和2.58g/cm3。 相似文献
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采用直流电热化学气相沉积(CVD)法制备出高强度SiC纤维(W芯),采用拉伸试验、X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等对SiC纤维的强度、相组成、断口特征及微观结构进行了分析。结果表明,CVD-SiC纤维主要由β-SiC组成;制备过程中W芯同SiC发生化学反应,产生厚度约300nm的界面反应层,且反应层处存在着较大的残余拉应力;高强度SiC纤维裂纹产生于W/SiC界面反应层处,而低强度SiC纤维的裂纹源多处于W芯内部或纤维表面。 相似文献
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采用金属有机化合物化学气相沉积法(MOCVD)在连续Si C纤维表面沉积了约0.8μm厚的Pt涂层,用扫描电镜对涂层的形貌进行观察,用EDS能谱和XRD对涂层的成分进行了分析,并对沉积涂层后的纤维在不同温度和时间下的抗氧化性能进行了测试。结果表明,制备得到的铂涂层光滑致密,与纤维结合牢固,有效弥补了纤维表面缺陷;对沉积涂层后的纤维进行力学表征和抗氧化测试,发现铂涂层不仅增加了Si C纤维的抗拉强度,而且经700~1400℃氧化1 h后纤维的抗氧化性能大幅提高。 相似文献
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采用化学气相沉积法对SiC(W芯)纤维进行表面涂碳处理,分别用未涂碳SiC纤维和涂碳SiC纤维作为增强体,通过真空热压制备了SiC/Ti-6Al-4V复合材料,然后从复合材料中萃取出SiC纤维.拉伸实验表明,纤维表面涂碳有效地增加了SiC纤维的抗拉强度,但萃取出的SiC纤维强度明显降低.统计研究表明,SiC纤维的强度服从威布尔分布,碳涂层使纤维的威布尔模数增大但复合材料制备降低了威布尔模数.扫描电镜观察证明SiC纤维的断口呈现出明显的脆性断裂特征,涂碳处理明显减少了SiC纤维的表面缺陷,从而提高了其强度,减少了强度分散性,涂碳处理还可以减少Ti基复合材料制备过程中对纤维表面的损伤. 相似文献
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采用对靶设计的磁控溅射法在SiC纤维表面先后沉积了(Al+Al2O3)扩散阻挡层和Ni-Cr-Al合金先驱层,制备得到SiCf/Ni-Cr-Al先驱丝。研究了涂层的形貌、成分和相组成,以及涂层对SiC纤维力学性能的影响。对先驱丝在850℃/150 h和900℃/150 h进行真空热处理。结果表明:Al_2O_3涂层均匀致密,呈非晶态,Ni-Cr-Al合金涂层成分分布均匀,与靶材成分相当;涂层与SiC纤维结合良好,且对SiC纤维力学性能影响较小;先驱丝在真空热处理后,Ni-Cr-Al合金层仍保持完整,(Al+Al_2O_3)涂层有效的抑制了界面处元素扩散和化学反应,保证了高性能的SiC_f/Ni-Cr-Al复合材料的制备。 相似文献
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以C3H8和CH3SiCl3(MTS)为先驱体原料,用化学气相沉积法在石墨基体表面分别制备了C涂层、SiC涂层。采用X射线衍射仪和扫描电镜分析了两种涂层的成分和表面微观形貌,研究了温度和气体流量对涂层微观形貌的影响。结果表明,当C3H8+N2流量为140 L/h,沉积温度为1300℃时,石墨基体表面可获得致密度较高的C涂层,而且涂层比较平整、均匀,而流量为160 L/h时涂层比较粗糙。当MTS+H2流量为60 L/h、沉积温度1100℃时在石墨基体表面可以形成致密的SiC涂层,1300℃时生长的SiC晶体形貌发生改变,涂层厚度增加,表面有较多圆形凸起。当MTS-H2气体流量增大可使SiC涂层晶粒尺寸增大,但大流量易产生涂层剥落。采用C和SiC共沉积涂层作过渡层,涂层与石墨基体界面结合增强;SiC涂层与石墨基体之间存在厚度较大的过渡区域,过渡区域平均厚度约2μm。 相似文献
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为了提高C/C基体材料在高温有氧环境中的抗烧蚀性能,本文尝试采用高能等离子喷涂工艺(HPPS)在C/C基体表面制备SiC涂层。在对SiC涂层制备工艺探索优化过程中共设计了3组HPPS喷涂参数,利用氧乙炔火焰对得到的涂层试验进行抗烧蚀性能考核,考核温度为1500℃,时间分别为150s和300s。通过XRD、SEM和EDS等方法对烧蚀前后涂层样品的成分及组织进行了检测表征。结果表明:3组参数所制得SiC涂层的孔隙率分别是21.3%、17.4%和15.3%,其原因是在主气流量相对较高和辅气流量较低的条件下,SiC粉末与等离子射流场特征匹配较好,SiC粉末颗粒加热较为充分,达到更好的熔融状态,而且获得较大的动能,因此所得涂层沉积率逐渐升高而孔隙率逐步降低;在涂层制备过程中SiC颗粒均发生了一定程度的氧化,导致涂层中含有一定量的非晶态SiO2;经过300s高温烧蚀考核后,SiC涂层为C/C基体提供了有效的防护。由于烧蚀过程中存在温度梯度,导致涂层表面在烧蚀后呈现三种不同的的烧蚀形貌,分别是中心致密区,过渡区和边缘疏松区。在烧蚀过程中,涂层中心区域表面形成的SiO2玻璃层,有利于阻挡O2的渗入,起到了抗氧化的作用。 相似文献
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通过改善结合剂的耐火度、流动性、强度,试制出用于低温烧成(1000℃以下)的低熔结合剂。该结合剂的强度和制作成的试块的硬度都比较高。 相似文献
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以多孔C泡沫为预制体,利用液相渗Si工艺制备了C/SiC复合材料。采用酚醛树脂浸渍-裂解工艺对C泡沫预制体的孔隙率进行调整,考察浸渍-裂解周期对C泡沫预制体孔隙率的影响,研究了C泡沫预制体孔隙率对C/SiC复合材料密度、力学性能、组成和结构的影响。结果表明:预制体孔隙率为72%时制备的C/SiC复合材料性能较好,其密度为2.58g/cm3、弹性模量为81.39GPa,抗弯曲强度为83.88MPa;随着预制体孔隙率的降低,复合材料的密度、弹性模量和抗弯曲强度不断降低,预制体孔隙率的降低影响液相Si充分扩散与C反应,造成复合材料内部存在大量闭孔,这是导致C/SiC复合材料性能下降的主要原因。 相似文献
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以高纯的单质硼粉和石墨粉为原料,采用放电等离子烧结(Spark Plasma Sintering,SPS)技术,得到了一系列不同化学计量比的硼-碳陶瓷材料.用X射线衍射分析了该系列材料的物相组成,用化学分析法确定了材料的化学计量比,用透射电镜观察了材料的显微结构.结果表明:该系列硼-碳陶瓷的相对致密度均大于90%,具有细晶粒结构(晶粒大小在1 μm左右),由作为主相的碳化硼相(B_(13)C_2)与不同含量的石墨相所组成,并且石墨相含量随原料中硼碳比的增加而减小.化学分析结果显示,随原料中硼碳比的增加,烧结体中的硼碳化学计量比逐渐偏离理论曲线,根据此结果可拟合得到控制烧结体中硼碳比的经验曲线. 相似文献
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C/C复合材料防氧化涂层SiC/SiC—MoSi2的制备与抗氧化性能 总被引:5,自引:0,他引:5
采用包埋法和涂刷法在C/C复合材料表面依次制备了SiC内涂层和SiC-MoSi2外涂层,借助XRD与SEM对涂层的微观结构进行了分析,研究了涂覆后的C/C复合材料在高温静态空气中的防氧化性能.结果表明:SiC/SiC-MoSi2复合涂层有效缓解了MoSi2与C/C热膨胀不匹配问题,涂层无裂纹;复合涂层在900和1500℃静态空气环境下均可对C/C复合材料有效保护100 h以上;涂层的多层、多相结构以及在高温氧化后表面生成的SiO2薄膜是其具有优异防氧化性能的原因. 相似文献