水热温度对C-AlPO4-莫来石复合涂层显微结构及抗氧化性能的影响

采用水热电泳沉积法在SiC-C/C复合材料表面制备方石英型磷酸铝和莫来石的复相(C-AlPO4-莫来石)抗氧化涂层。借助X射线衍射、扫描电子显微镜和等温静态氧化实验对复合涂层的晶相组成、显微结构和抗氧化性能进行了表征与测试。研究了水热温度对C-AlPO4-莫来石涂层显微结构的影响,分析了复合涂层在1773K下的氧化行为。结果表明353～413K范围内,当水热温度为393K时制备的涂层致密均匀。C-AlPO4-莫来石复合涂层具有较好的抗氧化性能,在1773K氧化348h后失重率仅为1.45%,氧化失重速率稳定在0.33mg/(cm2.h)的极低水平。复合涂层在1773K下的氧化能力下降主要是由于长时间氧化后偏磷酸盐和硅酸盐玻璃层不能及时有效地填补涂层中的缺陷,涂层试样在高温下产生了较多贯穿性孔洞。     

沉积电压对水热电泳沉积硅酸钇涂层显微结构的影响

采用水热电泳沉积法在SiC-C/C复合材料SiC内涂层表面制备了硅酸钇抗氧化外涂层,并借助X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)对涂层的相组成及显微结构进行了表征.讨论了沉积电压对硅酸钇涂层沉积量及显微结构的影响,并研究了不同沉积电压下涂层沉积量与时间的关系,同时测试了涂层试样的抗氧化性能.研究结果表明,随着沉积电压的升高,涂层的沉积量有所增加,涂层的致密性和均匀性也逐渐得到改善.当电压为210V时达到最佳,继续升高沉积电压,涂层的均匀性变差,当沉积电压为240V时,涂层出现明显开裂;不同沉积电压下涂层沉积量随时间呈抛物线变化;涂层在1500℃静态空气中经过10h氧化后,失重仍然小于2%.     

AlPO_4晶相结构对复合涂层显微结构及抗氧化性能的影响

采用包埋法和水热电泳沉积法相结合的组合工艺在C/C复合材料表面制得SiC/AlPO4复合涂层.借助X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)对该复合涂层的晶相组成和显微结构进行了表征,重点研究了AlPO4晶相结构对复合涂层显微结构及抗氧化性能的影响.结果表明:AlPO4晶相结构对复合涂层的显微结构及抗氧化性能有较大的影响.采用石英型磷酸铝(B-AlPO4)晶相粉体所制备的涂层比较疏松,涂层自身的内聚力较差且涂层内部存在较多缺陷,采用磷石英型磷酸铝(T-AlPO4)晶相粉体所制备的涂层的致密性和均匀性相比于B-AlPO4有很大的提高,但是表面存在一些小孔且涂层与基体间存在裂纹,采用方石英型磷酸铝(C-AlPO4)晶相粉体所制备的涂层最致密且无明显的裂纹,与基体结合良好.C-AlPO4晶相粉体所制备的涂层具有较好的抗氧化性能,涂层试样在1500℃的空气气氛下氧化21h后失重仅为0.41wt%.     

沉积电压对SiC-C/C复合材料表面水热电泳沉积SiC_n-MoSi_2复合抗氧化涂层的影响

采用水热电泳沉积法在SiC-C/C复合材料表面制备纳米碳化硅和二硅化钼的复相(SiC_n-MoSi_2)抗氧化涂层.分别采用XRD和SEM等测试手段对涂层的晶相组成和显微结构进行了表征.主要研究了沉积电压对涂层显微结构及高温抗氧化性能的影响,分析了涂层试样在1500℃下的静态氧化行为及热循环失效机理.结果表明:外涂层主要由MoSi_2和β-SiC晶相组成.当沉积电压为100～180V时,外涂层的致密程度、厚度及抗氧化性能随着沉积电压的升高而提高.沉积电压过高(220V)时,复合涂层中出现裂纹等缺陷,涂层的氧化保护能力相应减弱.抗氧化性能测试表明复合涂层可在1500℃的静态空气中有效保护C/C复合材料346h,失重率仅1.41wt%.涂层的高温失效是由于涂层试样在热循环过程中产生了贯穿性裂纹导致的.     

晶相组成对硅酸钇涂层显微结构及性能的影响

采用水热电泳沉积法在C/C-SiC复合材料表面制备了不同相组成的硅酸钇复合抗氧化外涂层.采用X射线衍射仪(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)对涂层的相组成和显微结构进行了表征.研究了不同相组成对硅酸钇涂层的显微结构和抗氧化性能的影响.结果表明,Y_2SiO_5和Y_2Si_2O_7两相配比对涂层的显微结构和抗氧化性能有较大的影响.随着复合涂层中Y_2Si_2O_7含量的增加,复合硅酸钇外涂层的热膨胀系数逐渐接近于SiC内涂层的热膨胀系数.当组成达到m(Y_2SiO_5)/m(Y_2Si_2O_7)=3:7时,内外涂层的热膨胀系数最为接近,从而得到均匀、致密、无显微裂纹、抗氧化性能优异的复合硅酸钇涂层.该涂层在1773K静态空气中,经过氧化100h后,失重仅为1.2%;继续增加Y_2Si_2O_7含量,内外涂层的热膨胀系数差异逐渐增大,涂层再次出现裂纹,抗氧化性能随之下降.     

Y_2Si_2O_7晶须增强MoSi_2复合涂层的制备及性能

采用水热电泳沉积法在C/C-SiC复合材料表面制备了Y2Si2O7晶须增强MoSi2复合抗氧化外涂层。采用X射线衍射仪(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)对涂层的相组成和显微结构进行了表征。研究了Y2Si2O7晶须对复合涂层显微结构和抗氧化性能的影响。结果表明:Y2Si2O7晶须对复合涂层的显微结构和抗氧化性能有较大的影响。与MoSi2/SiC涂层相比,Y2Si2O7-MoSi2/SiC复合涂层均匀、致密,无显微裂纹。在静态空气氧化过程中,Y2Si2O7晶须有效阻止了外涂层的开裂,提高了涂层的抗氧化性能。该复合涂层试样在1773 K下氧化100 h,失重仅为0.73%,相应的失重速率仅为1.48×10-5g.cm-2.h-1。     

SiC-MoSi_2-Si复合梯度涂层的制备及其抗氧化性能

为了在高温下保护C/C复合材料,分别采用包埋法在C/C复合材料表面制备了SiC涂层,采用两步包埋法在C/C复合材料表面制备了SiC-MoSi_2-Si复合梯度涂层。借助X射线衍射仪、扫描电镜,背散射及能谱等分析手段,研究了涂层的结构。在氧化炉内进行氧化实验,分析发现SiC-MoSi_2-Si复合梯度涂层由SiC内层、SiC-Si中间层和MoSi_2-Si-SiC外层构成。等温氧化测试结果表明:SiC涂层在1 773 K氧化10 h后失重0.8%,而复合涂层试样在1 773 K具有良好的抗氧化性能,在1773 K下氧化10 h后不存在氧化失重,增重0.65%。增重是由于涂层氧化生成SiO_2,吸收了氧原子的原因,并且预测随着氧化的进行,由于O2在涂层中的扩散,与基体反应,试样会表现出失重。     

C/C复合材料SiC-MoSi2-TiSi2涂层的设计与性能

为了提高C/C复合材料的高温抗氧化性能,设计了网状的SiC填充高性能的MoSi2和微量的TiSi2涂层。用包埋法制备了C/C复合材料SiC-MoSi2-TiSi2复相陶瓷单层涂层,对制备涂层的化学形成机理进行了分析。结果表明,在选择的实验条件下,制备设计的涂层是完全可行的,实验制备的涂层在1773K有氧环境下具有良好的抗氧化性能。涂层抗氧化性能的提高是因为在高温氧化下涂层表面产生了致密、连续、稳定的玻璃质氧化物。     

Cf/SiC复合材料SiC/(ZrB2-SiC/SiC)4涂层的制备及性能研究

以C_f/SiC复合材料为基体, 采用浆料浸涂法和脉冲CVD法制备了SiC/(ZrB₂-SiC/SiC)₄涂层, 借助XRD、扫描电镜及能谱对涂层的结构及组成进行了分析研究, 并初步考查了其高温抗氧化性能. 结果表明, 涂层总厚度约100μm, 主要由ZrB₂-SiC涂层与脉冲CVD SiC涂层交替覆盖而成. 在1500℃空气中氧化25h, 未涂层试样失重明显; 脉冲CVD SiC涂层试样氧化失重率为5.1%; 而SiC/(ZrB₂-SiC/SiC)₄涂层试样出现增重现象, 增重率达2.5%, 表现出优异的抗氧化性能.     

Cf/SiC复合材料SiC/(ZrB2-SiC/SiC)4涂层的制备及性能研究

以C_f/SiC复合材料为基体, 采用浆料浸涂法和脉冲CVD法制备了SiC/(ZrB₂-SiC/SiC)₄涂层, 借助XRD、扫描电镜及能谱对涂层的结构及组成进行了分析研究, 并初步考查了其高温抗氧化性能. 结果表明, 涂层总厚度约100μm, 主要由ZrB₂-SiC涂层与脉冲CVD SiC涂层交替覆盖而成. 在1500℃空气中氧化25h, 未涂层试样失重明显; 脉冲CVD SiC涂层试样氧化失重率为5.1%; 而SiC/(ZrB₂-SiC/SiC)₄涂层试样出现增重现象, 增重率达2.5%, 表现出优异的抗氧化性能.     

包埋法制备SiC涂层内残留Si的高温抗氧化作用机制

采用包埋法在C/C基体上制备了SiC涂层, 借助X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)对涂层的相组成及微观形貌进行了观察和分析, 研究了涂层在1500℃静态空气中的氧化行为, 并进一步阐述了涂层的抗氧化机制。结果显示: 包埋法制备的涂层由α-SiC、 β-SiC及游离Si组成, 经XRD半定量分析得到不同工艺制备的涂层中游离Si含量不同; 游离Si含量越高涂层越致密; 氧化性能显示涂层中适量的游离Si有利于涂层的抗氧化, 当涂层中游离Si质量分数为1.3%和2.9%时其抗氧化性能均较好, 在1500℃静态空气中氧化7 h失重率分别为0.19%和0.16%。      

氧化铝含量对炭/炭复合材料表面碳化硅涂层结构和抗高温氧化性能的影响

炭/炭(C/C)复合材料的抗高温氧化性能多依赖于其表面的碳化硅(SiC)涂层。为了弄清包埋料中氧化铝(Al2O3)的含量对SiC涂层性能及机理的影响,用包埋法在C/C表面制备了SiC涂层。通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)及高温抗氧化试验,研究了包埋料中Al2O3含量对SiC涂层的显微结构、缺陷(裂纹和孔洞)及抗氧化性能的影响,并从热力学角度探讨了Al2O3对涂层生长的促进机制。结果表明:随着包埋料中Al2O3含量的增加,SiC涂层厚度逐渐增大,其晶粒得到细化,抗氧化性能逐渐变好;过量的Al2O3使SiC涂层在生成过程中产生的CO气体逐渐增多,导致SiC涂层的裂纹和孔洞增多,涂层变得疏松,抗氧化性能逐渐恶化。     

炭/炭复合材料表面C/SiC/Si-Mo-Cr多层复合防氧化涂层研究(英文)

为提高炭/炭(C/C)复合材料的高温抗氧化性能,采用料浆涂刷法首先在C/C复合材料表面制备了预炭层,然后以Si粉及石墨粉(Si粉与石墨粉的质量配比为:60～80:10～25)为原材料采用包埋法经高温热处理获得C/SiC内涂层,最后在涂有C/SiC内涂层的C/C复合材料表面采用包埋法制备Si-Mo-Cr外涂层。借助扫描电镜、X射线衍射、电子能谱等分析测试手段对涂层试样的微观结构进行了分析,研究了涂层C/C复合材料在1 873 K和1 973 K下的氧化行为。结果表明:由于涂层氧化过程中表面生成了SiO2和Cr2O3复合玻璃层,其在1 873 K温度下表现出优异的防氧化性能,可以有效保护C/C复合材料达135 h。当氧化温度提高至1 973 K并氧化30 h后,该复合涂层氧化过程玻璃层完整性被破坏,涂层失效。     

C/C-SiC复合材料表面Y2O3-ZrO2-Al2O3涂层的涂刷法制备及其抗高温氧化性能

为了提高C/C复合材料的抗高温氧化性能,用包埋法在C/C复合材料表面制备SiC内涂层,再在其上刷涂制备Y2O3-ZrO2-Al2O3多组分涂层,对制备涂层的各种影响因素进行分析,确定最佳制备工艺,并考察了该涂层的组织结构和抗高温氧化性能。结果表明:最佳制备条件为以SiC为内涂层、10%聚乙烯醇(PVA)为分散剂,以Y2O3,ZrO2,Al2O3,Si及C为原料,室温涂覆,升温到1 873 K保温30 min,反复进行5次;该涂层在1 873 K下氧化19 h,失重率仅1.76%,有良好的短期抗高温氧化性能,氧化29 h时失重率为6.23%,涂层可能已破坏失效;涂层的失效是由于其表面形成的孔洞和裂纹不能愈合而导致的。     

高温氧化及热震对SiC/ZrB2-SiC/SiC涂层炭/炭复合材料力学行为的影响

为提高炭/炭(C/C)复合材料的高温抗氧化性能,同时分析涂层制备及高温氧化对涂层材料力学行为的影响,在C/C复合材料表面采用反应熔渗、料浆涂刷结合化学气相沉积工艺制备了SiC/ZrB2-SiC/SiC三层高温抗氧化涂层。利用SEM和XRD分析复合涂层的微观结构和相组成,考察涂层复合材料1500℃高温抗氧化和1500℃-室温的抗热震性能,研究高温氧化及热震对涂层C/C复合材料力学行为的影响。结果表明,复合涂层试样1500℃静态空气环境下具有优异的抗氧化及抗热震性能:1500℃氧化20 h后试样保持增重,1500℃至室温热震50次后增重为0.69%。因涂层制备过程中粉料的渗入反应,复合材料弯曲强度增长了7.08%。在经历1500℃氧化20 h和1500℃至室温50次热震后,涂层复合材料弯曲强度有所下降,且因材料界面结合力的减弱使得纤维拔出特征明显,材料塑性断裂特征增强。     

航空刹车用自愈合抗氧化涂层的制备及性能

制备了一种具有自愈合功能的C/C复合材料抗氧化涂层,它主要由SiC和B4C、高熔点还原性氧化物等陶瓷细粉经简单工艺涂刷制成.通过动态氧气氛中的TGA试验、静态干燥空气中的氧化失重试验及扫描电镜、X射线衍射分析研究了其抗氧化和抗热震性能,试验结果显示,该涂层能承受1000℃以下40ml/min氧流量的动态氧化冲击;对应600～1000℃的静态氧化的平均氧化失重率介于10-8～10-6 g/(cm2·s)量级,涂层在1000℃以内的工作温度环境下具有良好的抗氧化能力;涂层试样经过10次热震循环后总的氧化失重为17.8%,在一定热循环范围内具有较好的抗热震性能;涂层试样的氧化失重率与氧化时间及热震次数具有非线性关系,表明该涂层具有自我愈合裂纹的功能.     

炭/炭复合材料磷酸盐涂层的抗氧化性能研究

为防止飞机刹车副用炭/炭(C/C)复合材料在刹车过程中氧化失效,研究了以磷酸、氧化硅和磷酸盐等为原料所制备的磷酸盐涂层的抗氧化性能,结果表明:涂覆有涂层的C/C复合材料在700 ℃氧化66 h后,其氧化失重率仅为1.11%;涂层试样在1 200 ℃氧化5 min后,失重率不超过0.8%;经900 ℃、3 min←→室温、2 min 100次热震后,涂层试件失重率为1.6%.涂层与基体结合牢固,一直保持完好,没有剥落,说明该涂料具有耐高温、热稳定性好等优点,适合作为C/C复合材料表面防氧化涂层.     

Al含量对TiAlN涂层组织结构和性能的影响

采用电弧离子镀技术在M35高速钢基体表面沉积三种Al含量的TiAlN涂层(Ti、Al的原子比为1∶2、1∶1.5、1∶1)。采用扫描电镜(SEM)、显微硬度计、X射线衍射仪(XRD)、三维表面轮廓仪、多功能材料表面性能试验仪以及高温氧化试验对涂层显微结构及性能进行分析表征。结果表明:在同一工艺条件下,随着Al含量增加,TiAlN涂层的粗糙度增大,涂层表面质量下降,抗氧化性能降低,在800 ℃下氧化后表面形成TiO₂和Al₂O₃。在三种不同Al含量的TiAlN涂层中,Ti0.5Al0.5N涂层的综合力学性能最好,在800 ℃下,10 h内具有最为优异的抗氧化性能。     

炭/炭复合材料SiC/Mo(Si_x、Al_(1-x))_2抗氧化涂层(英文)

为了提高炭/炭(C/C)复合材料的高温抗氧化性能,应用多相反应技术在C/C复合材料表面制备SiC/Mo(Six、Al1-x)2复合涂层。利用扫描电镜、电子能谱、X射线衍射仪等测试手段对涂层材料的微观结构和物相组成进行分析,同时研究涂层C/C复合材料在超音速气流中的抗氧化性能。结果表明,C/C复合材料表面形成的抗氧化涂层显示出明显的双层结构,从外向内分别为Mo(Six、Al1-x)2与SiC的复合层和纯SiC层,同时有少量的Mo4.8Si3C0.6存在于涂层中。在温度为1800K、气体速率1500m/s的超音速气流中氧化冲刷96 s,以及在2550 K和室温下热循环24次的测试条件下,制备的SiC/Mo(Six、Al1-x)2涂层材料均未发生破坏现象。涂层材料优良的抗氧化性能和抗热震性能主要归因于基体C/C复合材料的高强度以及在氧化过程中材料表面形成的连续稳定的SiO2和Al2O3玻璃相。     

C/C复合材料高温长寿命抗氧化复合涂层研究

采用包埋技术在C/C复合材料表面制备SiC-WSi₂/MoSi₂抗氧化复合涂层; 通过恒温氧化实验以及X射线衍射分析、扫描电镜观察及能谱分析, 研究了W、Mo含量对复合涂层微观结构和高温抗氧化性能的影响. 结果表明: 随着包埋粉料中W、Mo含量的增加, 所制备复合涂层的厚度先增加后减小; 含有10.0at％ W和Mo制备的复合涂层具有相对较大的厚度和较为致密的结构, 且WSi₂和MoSi₂含量相对较高; 氧化过程中在涂层表面形成致密和稳定的SiO₂玻璃保护膜; 在1500℃氧化315h后, 带有该涂层的C/C试样仍然没有失重, 且经过18次1500℃←→室温急冷急热后涂层没有开裂和脱落, 说明该涂层具有优异的抗氧化和抗热震性能.