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相似文献
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1.
陶瓷前驱体配比对C/C-ZrC-SiC复合材料烧蚀性能的影响   总被引:3,自引:3,他引:0  
采用聚碳硅烷和有机锆聚合物混合前驱体,通过反复浸渍裂解工艺制备了C/C-ZrC-SiC复合材料,分析了材料的组成与结构,研究了不同陶瓷前驱体配比对材料烧蚀性能的影响。结果表明,复相陶瓷基体由大量ZrC颗粒均匀弥散分布在连续SiC相中组成。随着ZrC含量的增加,C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀率呈现先减小后增大的趋势。当聚碳硅烷与有机锆聚合物的配比(质量比)为1∶3时,ZrC体积含量约为13.3%,氧乙炔烧蚀600s后,C/C-ZrC-SiC复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率降至最低,分别为-0.0015mm/s和0.0002g/s。研究发现,高温氧化环境中,形成了粘稠的ZrO2-SiO2玻璃态氧化膜,有效降低了氧化性气氛向材料内部扩散的速率,对材料基体形成了较好的保护。  相似文献   

2.
采用先驱体转化(PIP)法制备了不同ZrC含量的(C/C)/SiC-ZrC复合材料,考察了ZrC含量对复合材料微观结构和抗烧蚀性能的影响。结果表明,氧乙炔烧蚀600 s后,(C/C)/SiC复合材料表面疏松,出现了较大的烧蚀凹坑;而(C/C)/SiC-ZrC复合材料表面相对较致密,被白色氧化物质覆盖,烧蚀率均有所降低。在较低的ZrC含量下,(C/C)/SiC-ZrC复合材料表面形成ZrO2-SiO2二元共熔体系氧化膜,有效抑制氧化性气氛向复合材料内部渗透,同时氧化物不断熔化和挥发,降低了复合材料烧蚀表面的温度;而当ZrC体积分数为12.4vol%时,在烧蚀过程中(C/C)/SiC-ZrC复合材料表面能形成一个ZrO2外层/SiO2内层的双层结构保护膜,ZrO2是一种优异的热障材料,且导热系数较低,使烧蚀过程中烧蚀区域热扩散降低,因此(C/C)/SiC-ZrC复合材料表现为较高的表面温度,但双层氧化膜阻挡有氧气氛进一步进入复合材料内部,使复合材料表现出优异的抗烧蚀性能。   相似文献   

3.
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%。  相似文献   

4.
为了改善C/C-ZrC-SiC复合材料在高超声速飞行器热防护领域的使用性能,采用低压悬浮浸渗法制备出Fe基高温合金涂层封填C/C-ZrC-SiC复合材料。利用XRD、SEM、EDS等手段研究氧乙炔焰烧蚀前后Fe基高温合金涂层封填C/C-ZrC-SiC复合材料表层微观结构演变规律,阐明了Fe基高温合金涂层对C/C-ZrC-SiC复合材料烧蚀行为的影响。结果表明:C/C-ZrC-SiC复合材料在1 650℃的大气环境下并通过低压悬浮浸渗法浸渗2 h后,其表层形成一层均匀、致密、且结合紧密的Fe基高温合金涂层。在2 500℃下烧蚀180 s后,改性后的C/C-ZrC-SiC复合材料表面出现较小的烧蚀坑,质量烧蚀率相比未表面改性的试样降低了8%,线烧蚀率降低了35%。且表面生成一层均匀致密的Fe2O3-ZrO2复合氧化物保护层,大大降低了表面裂纹、孔洞等缺陷的产生,从而降低了氧的扩散速率及缺陷带来的应力集中。最终Fe基高温合金覆盖层提高了C/C-ZrC-SiC复合材料的高温抗氧化性和抗机械剥蚀性能。   相似文献   

5.
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。  相似文献   

6.
为了提高C/SiC复合材料的超高温抗烧蚀性能,以锆粉、硼粉和酚醛树脂为原料,通过泥浆涂刷后高温烧结的方法在C/SiC表面制备了ZrB2涂层,研究了涂层的烧结反应过程,并对其组成、结构和抗烧蚀性能进行了表征.结果表明:1200℃前Zr先与碳反应生成ZrC,然后在1400~1600℃时ZrC与B反应生成ZrB2.浆料配比为n(Zr):n(B):n(C)=1.0:1.5:1.0时,1600℃制备的涂层由ZrB2、少量的ZrC及ZrO2组成.氧乙炔焰烧蚀60s后,由于ZrB2氧化形成了ZrO2熔融层,涂层后的C/SiC复合材料的线烧蚀率几乎为零,而未涂层的C/SiC复合材料的线烧蚀率为0.064mm/s.  相似文献   

7.
ZrC改性C/C-SiC复合材料的力学和抗烧蚀性能   总被引:1,自引:0,他引:1       下载免费PDF全文
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。   相似文献   

8.
以聚合有机锆与聚碳硅烷组成的共溶前驱体为原料, 采用溶液浸渍-裂解(PIP)工艺制得了2D C/C-ZrC-SiC复合材料, 对复合材料的超高温烧蚀性能进行了研究. 利用SEM和XRD对烧蚀后材料的微观结构和物相组成进行分析, 探讨了复合材料的抗烧蚀机理. 结果表明, 复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率随着ZrC含量的增加先减小后增大. 其中ZrC含量为17.45vol%的复合材料具有最优的抗烧蚀性能, 即在表面温度为2200℃, 等离子焰烧蚀300s后, 其质量烧蚀率仅为1.77mg/s, 线烧蚀率为0.55μm/s. 研究发现, 材料表层的ZrC氧化生成的ZrO2溶于SiC氧化生成的SiO2中, 形成粘稠的二元玻璃态混合物, 有效阻止氧化性气氛进入基体内部, 对抗超高温烧蚀起到协同作用.  相似文献   

9.
结合低压等离子喷涂和料浆法,在C/C-ZrC-SiC复合材料表面制备新型多元氧化物-碳化物复合陶瓷涂层,并通过掺杂过渡元素Cr来提升涂层整体热稳定性能。采用XRD和SEM等手段分析复合涂层的相组成和微观结构,并研究所制复合陶瓷涂层在2 500℃氧乙炔烧蚀环境中的协同抗氧化烧蚀行为。结果显示,有Al_(1.92)Cr_(0.08)O_3-SiC-ZrC复合涂层保护的样品烧蚀性能相比于无涂层的C/C-ZrC-SiC基体有明显提升,烧蚀120 s后的质量烧蚀率和线烧蚀率分别下降了66%和76%。烧蚀后样品表面形成了独特稳定的复合多元氧化物防护结构,其高熔点ZrO_2骨架,Al_(1.96)Cr_(0.04)O_3-SiO_2熔融相弥合其中的连续结构赋予了复合材料较好的抗烧蚀能力。  相似文献   

10.
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。  相似文献   

11.
通过真空热压工艺制备了ZrB2-SiC材料和Csf(碳短纤维)/ZrB2-SiC超高温陶瓷基复合材料.采用氧乙炔火焰在4186.8kW/m2的热流下分别喷吹烧蚀两种材料180s.ZrB2-SiC材料表而最高温度达到2406°C,烧蚀后质量烧蚀率为-0.14%,线烧蚀率为1×10-3mm/s,Csf/ZrB2-SiC材料表面最高温度达到1883°C,烧蚀后质量烧蚀率为-0.19%,线烧蚀率为-4×10-4mm/s.对两种材料烧蚀表面和剖面的分析发现,ZrB2-SiC材料烧蚀后由表及里依次形成了疏松ZrO2氧化层、SiC富集层和未反应层的三层结构,其中SiC富集层能够起到抗氧化的作用. Csf/ZrB2-SiC材料烧蚀后由外到内分别形成了ZrO2-SiO2氧化层、SiC耗尽层和末反应层的三层结构,其中最外层以ZrO2为骨架,SiO2弥合其中的结构有效地阻挡了烧蚀中氧的侵入.  相似文献   

12.
含PyC-TaC-PyC复合界面C/C材料的氧乙炔焰烧蚀行为   总被引:1,自引:1,他引:0  
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。  相似文献   

13.
烧蚀产物ZrO2对ZrC改性C/C复合材料烧蚀的影响   总被引:1,自引:1,他引:1  
采用ZrOCl2溶液浸渍法把含锆组元引入碳纤维预制体, 结合热梯度化学气相渗透、高温石墨化工艺制备了ZrC改性C/C复合材料. 用氧乙炔烧蚀测试材料的烧蚀性能, XRD测试材料烧蚀前后的物相组成, 采用SEM观察材料的微观形貌. 烧蚀结果表明:随着烧蚀次数的增加, 若每次烧蚀后不去除ZrO2, 材料的线、质量烧蚀率呈先增加后减小的趋势, 最后趋于稳定; 若每次烧蚀后去除ZrO2, 材料的线、质量烧蚀率均呈增大的趋势. 产物ZrO2的蒸发吸收了材料烧蚀表面的热量, 减缓了火焰对烧蚀表面的冲蚀, 材料的线烧蚀率减小, 然而, ZrO2的蒸发会增加材料的质量损失速度, 导致材料的质量烧蚀率增大.  相似文献   

14.
为了研究烧蚀时间对C/C-SiC复合材料在高超声速富氧环境下烧蚀机制的影响规律,采用富氧环境下的高超声速烧蚀试验技术,对“化学气相渗透+先驱体浸渍裂解”混合工艺制备的针刺C/C-SiC复合材料动态烧蚀机制进行研究,并采用电子扫描显微镜观察烧蚀表面形貌。研究表明:在极端苛刻的高超声速富氧烧蚀环境下,C/C-SiC复合材料能够短时抵抗高温、高压、高超声速燃气射流的氧化工作环境。材料经高超声速富氧烧蚀10 s、20 s、30 s、40 s及50 s后的质量烧蚀率分别为0.021 g/s、0.025 g/s、0.027 g/s、0.026 g/s与0.034 g/s。C/C-SiC复合材料在高超声速富氧环境下的动态烧蚀行为主要受热化学烧蚀与机械剥蚀两种烧蚀机制共同作用。在初始阶段,SiO2保护膜的存在有效阻止了氧化性组分向基体内部的扩散,仅材料中心区域存在轻微热化学烧蚀;烧蚀试验中期,材料的烧蚀主要表现为热化学烧蚀与机械剥蚀联合作用,并由热化学烧蚀向机械剥蚀呈渐变性转变;烧蚀试验后期,基体的深度反应使得材料的烧蚀主要表现为纤维与基体的大面积片状剥落。   相似文献   

15.
张曦挚  崔红  胡杨  邓红兵  王昊 《材料导报》2022,(S1):126-130
采用聚合物浸渍裂解法制备了不同SiC-ZrC含量的C/C-SiC-ZrC复合材料,系统考察了SiC-ZrC含量对C/C-SiC-ZrC复合材料的微观结构、力学和抗烧蚀性能的影响。结果表明,ZrC的含量显著影响了复合材料的力学性能和耐烧蚀性能。其中ZrC含量为4.53%(体积分数,下同)时复合材料具有最优的力学性能,其弯曲强度、压缩强度和剪切强度分别为358 MPa、277 MPa、115 MPa; ZrC含量为13.03%时,复合材料具有良好的耐烧蚀性能;经过热流密度为3 200 kW/m2的氧气-乙炔火焰烧蚀300 s后,复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.003 mm/s、0.001 6 g/s。另外,随着ZrC含量的增加,PyC层与陶瓷层的界面会产生弱结合;在承担载荷时,PyC层会与陶瓷层先发生移动,使得纤维的增韧效果难以发挥,导致复合材料的力学性能急剧下降。当ZrC含量为13.03%时,氧化生成的ZrO2会牢固地粘附在材料表面,具有一定流动性的SiO2会与ZrO2形成二元共熔的混合物Si...  相似文献   

16.
在石英/酚醛防热复合材料中引入玻璃微珠和ZrB_2颗粒,旨在提高其耐冲刷、烧蚀性能。采用氧乙炔烧蚀试验测试所得石英/酚醛复合材料的耐烧蚀性能,对比分析了玻璃微珠和ZrB_2颗粒对低密度和全密度石英/酚醛材料烧蚀机理和烧蚀性能的影响。结果表明,在低密度石英酚醛复合材料中掺入适量的ZrB_2颗粒能使复合材料在烧蚀表面形成熔覆层,该熔覆层能有效保护碳化层及基体材料,降低线烧蚀率和质量烧蚀率。而表面熔覆层的形成与ZrO_2在硅系熔融物中产生的"钉锚效应"相关,同时也与B_2O_3降低硅系熔融物的表面能有关。在全密度石英酚醛复合材料中引入ZrB_2颗粒,可使其在烧蚀过程中形成多孔的ZrO_2层,有效地将碳化层和烧蚀环境隔离。然而,ZrO_2层没有熔融铺展,与碳化层结合力较弱,在烧蚀过程中容易剥落。  相似文献   

17.
通过控制沉积时间制备S5-C/ZrC-SiC、S15-C/ZrC-SiC、S30-C/ZrC-SiC和S50-C/ZrC-SiC等不同热解碳界面层厚度的复合材料,研究了不同热解碳界面层厚度C/ZrC-SiC复合材料的密度与微观组织、烧蚀性能的变化规律及其机理。结果表明:随着热解碳界面层厚度的增大,C/ZrC-SiC复合材料SiC基体含量、密度和气孔率不断降低,但是裂解ZrC基体的含量表现出先降低而后增大的变化规律。S30-C/ZrC-SiC复合材料20 s短时间氧乙炔烧蚀性能最优,其质量烧蚀率和线烧蚀率分别-0.84 mg/s和3.00 μm/s;但是S15-C/ZrC-SiC复合材料长时间循环60 s烧蚀性能最优,其质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.22 mg/s和3.80 μm/s。其原因是,C/ZrC-SiC复合材料20 s氧乙炔烧蚀作用机理主要为机械冲刷,而C/ZrC-SiC复合材料的第二次60 s氧乙炔烧蚀发生了由机械冲刷向热物理和热化学烧蚀机理的转变。  相似文献   

18.
采用ZrOCl2溶液浸渍法把含锆组元引入碳纤维预制体, 结合热梯度化学气相渗透、高温石墨化工艺制备了ZrC改性C/C复合材料. 用氧乙炔烧蚀测试材料的烧蚀性能, XRD测试材料烧蚀前后的物相组成, 采用SEM观察材料的微观形貌. 烧蚀结果表明:随着烧蚀次数的增加, 若每次烧蚀后不去除ZrO2, 材料的线、质量烧蚀率呈先增加后减小的趋势, 最后趋于稳定; 若每次烧蚀后去除ZrO2, 材料的线、质量烧蚀率均呈增大的趋势. 产物ZrO2的蒸发吸收了材料烧蚀表面的热量, 减缓了火焰对烧蚀表面的冲蚀, 材料的线烧蚀率减小, 然而, ZrO2的蒸发会增加材料的质量损失速度, 导致材料的质量烧蚀率增大.  相似文献   

19.
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。  相似文献   

20.
采用反应熔渗法(RMI)制备出密度为3.288 g/cm3的ZrC-SiC/(C/C)复合材料,采用SEM-EDS、XRD和TEM等分析手段研究了ZrC-SiC/(C/C)复合材料的微观组织结构。结果表明:陶瓷相填充充分且均匀分布在C/C复合材料基体中,其内部组织主要由ZrC、SiC、热解炭(PyC)和碳纤维(CF)组成。熔渗剂反应充分,复合材料内部未检测到残余未反应金属Zr、Si。采用氧乙炔烧蚀设备检测ZrC-SiC/(C/C)复合材料在2 500℃下,烧蚀时间分别为30 s、60 s和90 s的烧蚀性能,其质量烧蚀率分别为5.667 mg/s、2.907 mg/s和3.030 mg/s,线烧蚀率分别为1.001 μm/s、4.662 μm/s和4.450 μm/s。试验结果表明,在高温烧蚀过程中,ZrC-SiC/(C/C)复合材料烧蚀中心区陶瓷相逐渐氧化生成ZrO2和SiO2;生成的ZrO2和SiO2混合物保护并填充复合材料烧蚀孔隙,阻止氧化反应向材料内部进行,有效提高了材料的烧蚀性能。   相似文献   

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