用CVI增密技术制备航空刹车用C/C复合材料

以炭布与炭纤维薄毡交替成叠层,采用针刺技术在垂直布面方向引入增强纤维,制成准三维预制体,在自行研制的热梯度CVI炉中制备了航空刹车用C/C复合材料;采用偏光显微镜研究了沉积炭的显微结构.研究结果表明该CVI炉可实现多试样同时沉积,且位于料柱不同位置的试样密度分布较均匀;对外径为110 mm,内径为45 mm,厚度为15～20 mm的试样,在80 h内,试样的平均密度可达1.60 g/cm3,炭的有效利用率可达27%;在料柱的不同位置以及同一试样中沿径向的不同位置,沉积炭的显微结构都有所不同;沉积炭的显微结构有粗糙层结构、带状结构以及光滑层结构;通过工艺参数的优化,可以得到以粗糙层结构为主的C/C复合材料.     

CVD SiC涂层的C/SiC复合材料的弯曲性能

以针刺整体毡为预制体制备C／SiC复合材料,在材料表面制备CVD SiC涂层,研究涂层试样氧化前、后的微观结构和室温弯曲性能。研究结果表明：CVD SiC涂层由球形颗粒熔聚体、裸露裂纹和附着裂纹组成,于1400℃氧化时附着裂纹发生愈合;C／SiC试样的弯曲强度为119．9MPa,涂层试样及其分别经1000,1200和1400℃连续氧化5h后,弯曲强度分别为188．5,41．0,60．7和104．5MPa;随氧化温度的升高,SiC涂层的保护作用增强是残留弯曲强度提高的根本原因：C／SiC试样、涂层试样和经1200和1400℃氧化的试样均表现为分层断裂,纤维束边缘区域炭的适度氧化弱化了纤维／热解炭界面,使氧化试样表现出明显的假塑性;经1000℃氧化的涂层试样,由于纤维束的严重氧化,表现为脆性断裂特征。     

CVI-RMI法制备C/SiC复合材料的微观结构与弯曲性能

以T700炭纤维准三维编织针刺整体毡为预制体,在炭纤维表面CVI预沉积热解炭涂层,利用化学气相渗透-反应熔体浸渗法(CVI-RMI)制备C/SiC复合材料,观察材料的微观形貌,并探讨界面对弯曲性能的影响。研究结果表明:利用CVI-RMI联合工艺制备的C/SiC复合材料致密度高,开孔率较小(10%),基体分布均匀;材料弯曲强度达133 MPa,呈逐层破坏机制,表现出良好的假塑性;热解炭涂层与CVI-SiC基体减少了RMI工艺过程对炭纤维的损伤,且热解炭涂层调节了炭纤维与基体之间的界面结合状况,有利于纤维的拔出。     

不同载荷下C/C复合材料往返式滑动摩擦行为

以GCr钢球为对偶,在UMT-3微摩擦试验机上测试2种具有不同基体炭结构的C/C复合材料长时间往返式滑动摩擦磨损行为。研究结果表明:在相同载荷下,具有粗糙层热解炭基体的材料A的平均摩擦因数高于具有光滑层/树脂炭基体的材料B平均摩擦因数;在60N时,材料A的平均摩擦因数出现最大值,为0.193;而材料B的平均摩擦因数出现最低值,为0.120;随着载荷的增加,2种材料的平均摩擦因数均出现较大的波动,其中:材料A的平均摩擦因数变化趋势为先升后降,材料B的平均摩擦因数先降后升,但二者的差值随载荷增加先增后减;随着时间的延长,所有试样的摩擦因数均逐渐趋于稳定;材料A的摩擦表面膜较完整、致密,但存在大块摩擦膜剥落或交替堆叠;材料B的摩擦表面较粗糙,形成纤维与基体炭分开堆积成膜形貌。     

纤维体积分数对炭/炭复合材料力学性能的影响

以40%,30%和25%3种不同纤维体积分数的针刺整体毡为坯体,经3次化学气相浸渗后制备C/C复合材料;测定其未经热处理与经不同温度热处理后的石墨化度,抗弯、抗剪、垂直与平行抗压强度;在偏光下观察其微观结构;采用扫描电子显微镜对其断口形貌进行观察;研究纤维体积分数与C/C复合材料的力学性能的关系及不同热处理条件下C/C复合材料的断裂机理.研究结果表明:在不同热处理状态下,当纤维体积分数为30%时炭/炭复合材料的抗弯、抗压和抗剪强度均最高;经热处理后的试样,其力学性能降低,断裂方式由脆性断裂转变为韧性断裂;热处理温度越高,其力学性能降低的程度越大.     

片麻岩各向异性力学特性试验研究

岩石的各向异性力学特性对工程安全稳定性具有重要的作用。以片麻岩为研究对象,对垂直层理和平行层理的岩样开展了波速试验、单轴压缩和点荷载试验,分析了其强度特性,讨论了岩样的破坏特征及破裂模式。结果表明:在垂直层理和平行层理两种情况下,片麻岩的波速和强度差别明显,表现出各向异性特征;在垂直层理条件下,片麻岩的点荷载强度指标Is(50)与单轴压缩强度之间的换算系数为21. 25,而平行层理条件下为14. 46;单轴压缩试验中,垂直层理的岩样以拉-剪复合模式破坏,平行层理的岩样以张拉模式破坏;在圆盘形试样的点荷载试验中,试样破裂主要有2块和3块的形式,垂直层理和平行层理加载的破坏形式也存在一定差别。     

不同载荷和对偶下C/C-Cu复合材料的摩擦磨损性能

以炭纤维针刺整体毡为预制体,用化学气相渗透（CVI）、浸渍/炭化（I/C）的方法制备密度和基体炭不同的C/C多孔坯体,采用真空熔渗将铜合金液渗入C/C坯体中制备C/C-Cu复合材料,研究试验条件对复合材料摩擦磨损性能影响。研究结果表明：随着时间的延长,C/C-Cu复合材料摩擦因数趋于稳定;随着载荷的增加,摩擦因数和体积磨损先增后减,当载荷为80 N时达到最大值;试样摩擦因数和体积磨损与对偶件有关,当采用硬度较高的40Cr钢为对偶件时,试样摩擦因数随着时间的延长而增加并趋于稳定,且磨损量最大;当采用硬度低的黄铜和紫铜为对偶件时,试样摩擦因数随着时间变化不大,与紫铜对偶时的磨损量最小;C/C-Cu复合材料的磨损机制主要为磨料磨损、粘着磨损,采用40Cr钢作对偶时氧化磨损加大。     

基于多通道流场与热场控制的C/C复合材料制备与工艺优化

纤维增强复合材料以耐高温、高比强度等优点在航空航天领域得到广泛应用，为有效提高多孔复合材料沉积过程的可控性与均匀性，该研究提出一种基于双温区-双通道结构的双工艺化学气相渗透/沉积(chemical vapor infiltration/deposition, CVI/CVD)系统。基于装备设计-建造-理论-制备-优化的一体化研究思路，对该系统制备碳纤维增强碳基复合材料(C/C复合材料)进行工艺设计与优化研究。通过建立流动、传热和物质传递反应模型，分析了温度、速度、浓度对致密化过程的影响，其中降低沉积温度能够提高厚度方向的沉积均匀性，通过改变空间温度梯度能够实现沉积位置的控制，初始速度、浓度的匹配能够提高致密化效率。利用双工艺CVI/CVD系统对多孔复合材料进行两步法沉积模拟，验证了C/C复合材料沉积样件均匀性控制与工艺优化的可行性。     

定向脉冲气流TG-CVI法致密C/C复合材料工艺及性能

以液化气为碳源前驱体,氮气为稀释气体,采用定向脉冲气流TG-CVI法,对初始密度为0.14 g·cm^－3的普通碳毡进行致密化处理.研究在不同试验条件下C/C复合材料的致密化过程和密度分布,借助偏光显微镜观察其微观组织,扫描电子显微镜观察其断口形貌,采用三点弯曲法测定C/C复合材料的抗弯强度.结果表明:在热端温度为1 080 ℃、脉冲压力为－3~0 kPa的条件下,经70 h致密化,C/C复合材料的表观密度可达1.836 g·cm^－3,且密度分布均匀;组织为粗糙层(RL)和光滑层(SL)的混合型组织;试样断口形貌呈渐变的锯齿状分布,纤维以拔出为主,表现为假塑性断裂特征,抗弯强度为83.91 MPa.     

Fe_xSi_y改性C/C-SiC制动材料的制备及其性能

以针刺整体炭毡为预制体,采用化学气相渗透法(CVI)增密制备C/C多孔体,采用反应熔体浸渗法(RMI),将Fe与Si同时熔渗进C/C坯体中制备FexSiy改性C/C-SiC复合材料。研究FexSiy改性C/C-SiC复合材料的组织结构、力学性能和摩擦磨损性能。研究结果表明:硅铁化合物被SiC基体包围填充于C/C坯体孔隙中;FexSiy改性C/C-SiC复合材料的弯曲强度为189.65 MPa,垂直和平行摩擦面的压缩性能分别为296.93 MPa和201.32 MPa;分别采用30Cr钢和自身材料作对偶时,FexSiy改性C/C-SiC复合材料的平均摩擦因数均为0.24左右,线磨损均小于3.5μm.面-1.次-1,但与铬钢对摩静系数明显增大,而与自身对摩制动曲线出现明显翘尾现象,其摩擦磨损过程是由磨粒磨损、黏着磨损和氧化磨损相互作用的结果。     

液相法制备炭/炭复合材料的显微结构

采用光学显微镜和扫描电子显微镜对用液相法制备的3种单向纤维增强炭/炭复合材料的显微结构进行了观察和分析.这3种炭/炭复合材料分别采用纯沥青作基体和沥青加焦炭粉、树脂加焦炭粉作预浸初基体制得.在热压成形初坯体内,收缩的微裂纹沿纤维轴向与外界相通,可被再浸渍填充,而孔洞则大多与外界隔绝,不能被再浸渍填充.实验结果表明焦炭填充料的添加改变了复合材料的显微结构,可调整炭/炭复合材料的纤维体积分数,减少气孔的形成,有利于再浸渍致密化;它还扰乱基体层状结构组织,导致其围绕焦炭粉颗粒呈紊乱状态.     

毡体密度对C/C复合材料增密和结构的影响

用液化石油气作碳源、针刺炭毡作增强体,在自行设计的多元耦合物理场CVI炉中制备炭/炭(C/C)复合材料,在毡体内部设置石墨纸作发热体,并研究了一次性沉积15 h后,毡体密度对增密速度和材料结构的影响.采用偏光显微镜研究了沉积炭的显微结构,用XRD均峰位法研究了材料的石墨化度,并用排水法测量材料的表观密度.研究表明, CVI工艺增密速度随毡体密度的增加呈下降趋势,而较高的毡体密度有利于获得较高石墨化度的高织构的粗糙层结构(RL)热解炭.图4,参15.     

高导热碳/碳复合材料的制备

以中间相沥青和中间相沥青基碳纤维为原料, 采用碳布热压法、液相浸渍法制备了二维和三维高导热碳/碳复合材料, 且所制得复合材料的热导率分别高达443和340 W/(m·K). 依据碳/碳复合材料的热导率模型, 分析了不同结构特征参数对材料热导率的影响. 结果表明, 基体碳热导率、孔隙率以及界面相厚度均会在一定程度上影响材料的导热性能.     

炭纤维增强树脂炭复合材料微观结构与烧蚀性能

采用金相显微镜和扫描电镜对炭纤维增强树脂炭复合材料微观结构进行分析,采用等离子烧蚀方法研究了炭纤维增强树脂炭复合材料不同方向的烧蚀性能,并对其烧蚀表面形貌进行扫描电镜观察,分析了复合材料烧蚀性能差异的原因.研究结果表明:炭纤维增强树脂炭复合材料中炭纤维和树脂炭结合较好,基体中产生了应力石墨化,材料烧蚀优先从纤维与树脂炭的界面及缺陷处开始,轴向垂直于气流方向的纤维越多,材料烧蚀率越小.     

湿式C/C制动材料的摩擦特性及其数值模拟

利用多元耦合场CVI工艺将炭毡增密至1.58 g/cm3,再进行树脂浸渍/炭化增密至1.85 g/cm3制备C/C复合材料。测试由其制成的摩擦实验环的湿式摩擦磨损性能,并利用软件建立的有限元模型对2 500 r/min及1.5 MPa时摩擦实验环的温度场分布进行模拟。结果表明:该湿式摩擦材料的摩擦因数在0.07~0.13间波动,当初始转速恒定时,摩擦因数随刹车压力的增大而减小;当刹车压力恒定时,摩擦因数先增大后减小。建立了C/C复合材料湿式制动过程模型,通过模拟获得了制动盘的各个部位温度场在本模拟研究中呈岛形分布,最高温度出现在0.875 s,这为制动材料的设计提供了参考。     

炭质原料对C-SiC-B4C复合材料性能和微观 结构的影响

分别采用鳞片石墨、生石油焦和煅后沥青焦为基体炭质原料,以酚醛树脂作为粘结剂,掺入定量SiC,B4C陶瓷相,通过模压成型(140MPa 1min)制备弥散型C-SiC-B4C复合材料.研究了原料种类及含量对C-SiC-B4C复合材料性能和显微结构的影响.研究表明:C-SiC-B4C复合材料的性能和显微结构与基体炭质原料的种类和含量有关,生焦的微观结构以流线型为主,以生石油焦为原料制备的复合材料抗压强度最高,达到226MPa;煅后沥青焦的显微结构以镶嵌型居多,制备的样品导电性较差,抗氧化能力最弱;以晶态鳞片石墨为原料制备的复合材料显示出了较低的电阻率和较好的抗氧化性能.     

Influence of applied load on wear behavior of C/C-Cu composites under electric current

Using carbon fiber needled fabrics with Cu-mesh and graphite powder as the preform, Cu mesh modified carbon/carbon(C/C-Cu) composites were prepared by chemical vapor deposition (CVD) with C3H6 and impregnation-carbonization (I/C) with furan resin. C/C composites, as a comparison, were also prepared. Their microstructures and wear morphologies were observed by optical microscopy (OM) and scanning electron microscope (SEM), respectively. Wear behavior of C/C and C/C-Cu composites under different applied loads were investigated on a pin-on-disc wear tester. The results show that Cu meshes are well dispersed and pyrolytic carbon is in rough laminar structure. Both C/C and C/C-Cu composites had good wear properties. The current-carrying capacity of C/C-Cu composites increases and the arc discharge is hindered as the applied load increases from 40 N to 80 N. Both C/C and C/C-Cu composites had good wear properties. The mass wear rate of C/C-Cu composites under 80 N was only 4.2% of that under 60 N. In addition, C/C-Cu composites represent different wear behaviors because wear mechanisms of arc erosion, abrasive wear, adhesive wear, and oxidative wear are changing under different applied loads.