炭/炭复合材料在1 680℃的抗氧化

目的研究C/C复合材料在1 680℃高温条件下的抗氧化性能。方法采用原位生成法在C/C复合材料表面制备SiC-WSi2/MoSi2抗氧化复合涂层,研究该涂层在1 680℃高温下的抗氧化性能。结果该复合涂层在氧化初期对C/C复合材料有优异的抗氧化保护作用,氧化12 h带有该涂层的C/C试样仍然增重(0.49%),但氧化至36 h时,涂层试样失重达14.5%。结论涂层的失效是因为SiO2玻璃保护膜在1 680℃下不能长时间完整存在,促使涂层中穿透性裂纹的形成,导致氧直接向基体扩散所致。     

C/C基体上ZrB2/SiC复合涂层的抗烧蚀性增强方法

研究高压热流场景下，在碳/碳(C/C)基体表面Zr B2/Si C复合涂层的抗烧蚀性增强方法.在等离子体喷涂Zr B2/Si C复合涂层表面，采用CH3Si Cl3–H2–Ar系统，化学气相沉积(CVD)–Si C密封层.对Zr B2/Si C涂层与CVD–Si C密封层的结构演化、烧蚀性能与烧蚀机理进行了研究.结果表明：CVD–Si C密封层增强的Zr B2/Si C复合涂层经过两个600 s循环烧蚀后，仍然具备抗烧蚀性能，表面CVD–Si C由β相向α相转化.CVD–Si C密封层填充了等离子喷涂Zr B2/Si C复合涂层的空隙，限制了氧沿着涂层裂纹和孔洞向C/C基体扩散，进而提高了抗烧蚀性.     

两步包埋法制备C/C复合材料SiC/Cr-Al-Si涂层研究

采用两步包埋法在碳/碳复合材料表面制备了SiC/Cr-Al-Si涂层.采用XRD、SEM和EDS分析了涂层的物相组成、微观结构及断面元素分布,测试了双涂层碳/碳复合材料试样在1 500℃静态空气中的抗氧化性能.结果表明:SiC/Cr-Al-Si涂层主要由SiC、AlCr2Si及Al4Si2C三相组成,厚度约为120μm,无穿透性裂纹;与一步包埋法所得SiC涂层相比,SiC/Cr-Al-Si涂层碳/碳复合材料试样的抗氧化性能有所提高,该涂层试样氧化12 h后的失重不超过5%.两步包埋法所得SiC/Cr-Al-Si涂层表面存在微裂纹,并且包埋过程易于使Cr-Al-Si合金成分扩散到SiC涂层内部,从而无法形成内SiC涂层、外Cr-Al-Si涂层的双层涂层结构,降低了Cr-Al-Si合金涂层对C/C复合材料基体的高温氧化保护效果.     

C/C复合材料的抗氧化研究现状

目前提高C／C复合材料抗氧化能力的方法有CVI工艺法，浆料浸渍-热解工艺法，涂层法；抗氧化涂层的制备方法主要有化学气相沉积法（CVD），固态渗透法，涂刷法，等离子喷涂法，溶胶-凝胶法；抗氧化涂层有两种典型结构：单层涂层和复合涂层。指出了C／C复合材料高温氧化保护研究方向的发展趋势及前景。     

热力氧耦合环境下C/C复合材料的力学性能表征

为了准确表征C/C复合材料在热力氧耦合环境下的力学性能,采用高温试验装置,在不同的预应力与温度条件下对带/不带抗氧化涂层2类典型的C/C复合材料拉伸试验件进行测试.试验结果表明,不同应力水平导致C/C复合材料的损伤可分为扩散控制和反应控制2个阶段.在扩散控制阶段,结构各部分承载的均匀性较好;在反应控制阶段,材料拉伸模量显著下降.当高温下外载荷产生的应变小于等于0.2%时,不带抗氧化涂层C/C复合材料的强度约为带抗氧化涂层C/C复合材料强度的50%.不同温度条件下材料的强度性能变化不显著,但随时间增加,其高温强度逐渐下降.研究结果对于C/C复合材料在飞行环境下的强度设计与评估具有重要的参考价值.     

C/C复合材料的浸涂抗氧化性能

采用不同浸渍工艺浸涂C/C复合材料 ,研究了不同浸渍剂浸渍后试样的抗氧化效果 ,以及常压浸渍和抽真空 加压浸渍对C/C复合材料抗氧化性能的影响 .研究结果表明 :材料浸渍磷酸盐后其抗氧化性能可得到明显改善 ,用磷酸盐加压浸渍是提高C/C复合材料抗氧化性能的一种有效途径 ;常压浸渍处理时 ,在所使用的 3种浸渍溶液 (A溶液、Z溶液、M溶液 )中 ,经Z溶液处理的试样其抗氧化性最好 ;浸渍了A溶液、Z溶液的试样的氧化失重曲线 ,其最佳抽真空 加压浸渍压力分别为 0 .8,1.2MPa .     

高温SiC/Al2O3复合抗氧化涂层性能的研究

本文通过SiC及SiC/Al2O3复合涂层抗氧化性能的研究，认为采用高温浸渗工艺，在石墨制品表面形成的SiC涂层与基体有合理的界面结构，该涂层能对石墨制品起到良好的抗氧化防护作用。而SiC/Al2O3复合涂层使石墨制品具有更佳的抗氧化能力。     

金属钼表面MoSi2/Si3N4涂层的氧化性能研究

在金属钼表面分别制备了MoSi2涂层和MoSi2/Si3N4涂层,利用SEM和XRD分析研究了涂层的微观结构和物相组成,并比较了涂层在1 450℃大气环境下的抗氧化性能.结果表明:两种涂层与基体结合好且均匀致密;MoSi2涂层钼氧化16 h后出现贯穿裂纹,破坏了SiO2保护膜的连续性,导致涂层失效;Si3N4相的引入可明显改善MoSi2基涂层钼的高温抗氧化性,其抗氧化时间达76 h.     

粘结剂对C/C复合材料 抗氧化涂层性能的影响

通过对几种粘结剂对飞机刹车副用C/C复合材料抗氧化涂层的抗氧化性能的影响规律及其作用机理的研究,发现不同的粘结剂对涂层最终抗氧化性能有很大的影响,其中以硅溶胶及磷酸盐为粘结剂的涂层具有良好的抗氧化性能,二者各自在一定温度范围内有最佳的抗氧化效果．在900℃,4h静态氧化试验时最佳抗氧化效果是以硅溶胶作为粘结剂的试样,样品失重率不超过1%(质量分数);而在700℃,4h时以磷酸盐为粘结剂的试样,其静态氧化失重率不超过0.37%(质量分数);在试验中涂层保持完整,表明涂层具有较好的抗热震性能．     

涂层对三维碳纤维编织体/Al2O3陶瓷复合材料性能的影响

从自制的SiO2和SiC涂层/三维碳纤维编织体出发,采用溶胶浸渍-原位分解法得到三维碳纤维编织体/涂层/Al2O3陶瓷复合材料.采用等温氧化失重、XRD、SEM、电子拉伸试验等测试手段研究了涂层对碳纤维编织体抗氧化性、复合材料力学性能的影响及复合材料的强韧化机理.结果表明:涂层可明显提高碳纤维编织体的抗氧化性能;梯度SiC涂层可明显改善纤维与陶瓷颗粒的界面结合性能,使复合材料的强度、断裂韧性和弹性模量分别增加5~10倍,材料的断裂呈层间紧密的复合断裂;裂纹扩展和断口分析表明,复合材料的强韧化机理为Cf的拔出、桥接和诱导裂纹偏转.     

蒸汽相水解法制备磁性光催化剂Fe_3O_4/SiO_2/TiO_2及其光催化性能

采用蒸汽相水解法,以Fe3O4纳米磁性颗粒为磁核,在其表面包覆一层SiO2来阻止光腐蚀,然后将锐钛矿相纳米氧化钛沉积在Fe3O4/SiO2颗粒表面,从而制得核壳结构的Fe3O4/SiO2/TiO2磁性复合光催化材料。用X射线粉末衍射仪(XRD)、场发射扫描电镜(FE-SEM)、高分辨率透射电子显微镜(HR-TEM)、探针式震动磁强计等手段对所制备的产物的结构、形貌、磁强度性能进行表征。以300W汞灯为光源,用亚甲基蓝和酸性红模拟污水中的有机染料来评价复合光催化剂的性能。结果表明,磁性纳米微球中TiO2的含量越大,其光催化性能越好,含TiO2质量分数50%的F3O4/SiO2/TiO2磁性纳米微球可在180min内降解亚甲基蓝模拟染料废水,降解率达99%,在80min内降解酸性模拟染料废水,降解率达98%。     

溶胶-凝胶法制备锆先驱体改性C/C复合材料

采用溶胶-凝胶法合成了锆先驱体,进一步制备了ZrC改性C/C复合材料,研究了锆凝胶在热处理过程中结构的变化。结果表明,锆凝胶在N₂条件下的热分解过程主要为结合水的脱除和羧酸盐的分解;900℃下锆凝胶的失重率为43.88%,灰分组成为ZrO₂和C。C/C-ZrO₂复合材料经1600℃处理得到C/C-ZrC,ZrC颗粒在材料中分散均匀且呈梯度分布,平均粒径约为28nm,锆元素质量分数（以ZrO₂计）约为10%;C/C-ZrC复合材料经1000℃氧化,表面出现能够阻止氧扩散的白色ZrO₂氧化膜;C/C-ZrC复合材料的氧化速率比C/C复合材料降低了40.03%,起始氧化温度比C/C复合材料提高了约300℃,材料的抗氧化性能得到明显的改善。     

碳/碳复合材料中不同微区的基体结构

为优化碳基体结构,提高碳/碳(C/C)复合材料综合性能,针对沥青基C/C复合材料中纤维束内及纤维束间不同碳基体结构微区,利用显微Raman光谱、原位纳米力学测试、Micro-CT、扫描电镜(SEM)和压汞仪对碳基体结构进行研究。结果表明:碳基体呈片层结构沿纤维、纤维束表面取向堆积排列,在纤维、纤维束表面区域及纤维束之间碳基体中存在一定孔隙、裂纹等缺陷;纤维间基体的石墨化程度是沿着纤维表面向中心区域逐步增强,靠近纤维表面区域基体的弹性模量高于纤维间区域的弹性模量。C/C复合材料中碳基体形成过程存在渐次性和差异性,从而影响C/C复合材料综合力学性能。     

稀土-WSi2/MoSi2复合材料的合成与性能

通过X射线衍射,分析讨论了机械合金化和高温自蔓延方法合成稀土-WSi2/MoSi2复合材料粉末过程中的相变化;比较了MoSi2、WSi2/MoSi2和稀土-WSi2/MoSi2等3种材料的性能.结果表明:高温自蔓延合成方法比机械合金化合成方法更合适于合成稀土-WSi2/MoSi2复合材料粉末;采用SHS合成 球磨的工艺可获得高致密的复合材料.机械合金化合成稀土-WSi2/MoSi2复合材料粉末过程中, Mo、W、Si相遵循Mo(W)固溶体、Si固溶于Mo(W)、WSi2/MoSi2相的形成规律;且随着稀土含量的增加,合金化过程延迟.复合添加稀土和WSi2比单一添WSi2对基体MoSi2具有更好有综合强韧化作用.图4,表1,参16.     

Cu/Mo/CeO_2-ZrO_2催化剂的制备及其三效催化性能

以不同沉淀剂制备的CeO2-ZrO2复合氧化物为载体,采用等体积浸渍法制备了Cu/Mo/CeO2-ZrO2催化剂.研究结果表明,当Ce︰Zr的摩尔比为0.65︰0.35,Mo添加量为6%,Cu负载量为5%时,制得的Cu/Mo/CeO2-ZrO2对CO、C3H6和NO的转化具有更好的催化活性,在该催化剂上,CO、C3H6和NO的T50分别为103℃、248℃和244℃,T90分别为189℃、450℃和321℃.Mo的添加能够使催化剂形成稳定的立方晶相固溶体结构,并且使其颗粒更加细化,从而有利于Cu物种高度分散在催化剂表面,提高了催化剂的性能.     

C_f/ZrC-SiC复合材料抗氧化性能及机理分析

采用有机前驱体转化法制备C f/ZrC-SiC复合材料,探讨其抗氧化性能及机理,研究界面、氧化时间及氧化温度对材料抗氧化性能的影响。结果表明,有PyC沉积层的复合材料的抗氧化性能最好,纤维表面的玻璃相明显较多,能更好地保护纤维不被氧化;随着氧化时间(10 min、15 min和30 min)和氧化温度(1 500℃、1 600℃和1 700℃)的增加,玻璃相逐渐增加,材料表面被氧化形成的ZrO2和SiO2覆盖,能阻止外部氧的进入,提高材料的抗氧化性能。     

SiC涂层C/C复合材料应力氧化失效行为

在氧化性气氛(21% O2 79% Ar)、不同拉应力下研究SiC涂层C/C复合材料在1 000 ℃和1 300 ℃的氧化失效行为;采用扫描电镜观察SiC涂层C/C复合材料氧化失效后的断口形貌.试验结果表明:当温度为1 000 ℃,拉应力由C/C复合材料拉伸强度的20%增加至50%时,SiC涂层C/C复合材料的应力氧化明显加剧,寿命由大于5.00 h缩短到2.92 h,应力对SiC涂层C/C复合材料的寿命有显著影响;当拉应力为C/C复合材料拉伸强度的50%,温度为1 000 ℃和1 300 ℃时,材料均在低温区断裂,应力氧化寿命分别为2.92 h和2.62 h,温度对应力氧化寿命的影响不明显;应力氧化失效以纤维的氧化失效为主,外加拉应力起促进作用.     

氩弧熔覆C-Si/C-Si-Zr复合涂层组织及抗氧化性

为解决石墨电极氧化问题,以Si粉和Zr粉为原料采用氩弧熔覆技术,在石墨电极表面制备出C-Si/C-Si-Zr抗氧化复合涂层。在1 100℃和1 300℃两个不同温度条件下,氧化10 h后,测试C-Si-Zr复合涂层的抗氧化性能。利用SEM、EDS和XRD分别对氧化前后复合涂层的组织结构和物相进行分析,阐述复合涂层的氧化机理。结果表明:复合涂层表面具有金属光泽,平整光滑,与基体之间结合良好、无明显缺陷。在两种不同温度条件下,C-Si-Zr复合涂层中不断增加的Si O2-Zr O2填补了涂层表面缺陷,基体得到有效保护。     

C/Bi2 MoO6复合材料的合成及其可见光光催化性能研究

采取溶剂热法制备C/Bi_2MoO_6光催化复合材料,通过SEM、XRD和XPS等手段研究催化剂的形貌,晶相结构和元素组成等,并在可见光下进行RhB (罗丹明B, C_(28)H_(31)ClN_2O_3)以及BPA (双酚A,(CH_3)_2C(C_6H_4OH)_2)的降解试验.当C负载量为5%时,C/Bi_2MoO_6复合材料的光催化降解RhB具有最高的光催化活性,60 min内降解率达到93%,速率常数是纯Bi_2MoO_6的4.6倍.电阻抗和光致发光光谱结果表明,非金属C掺杂后的光催化剂促进了光生载流子的分离,有助于提高光催化性能.该催化剂经过5次循环实验之后,光催化活性损失较小,说明具有较高的稳定性.通过添加牺牲剂捕获不同的活性物质,证明了h~+为主要活性物种,并探索性地提出了相应的光催化机理.     

悬浮液粉体质量浓度对C-AlPO4高温抗氧化涂层结构和性能的影响

以方石英型磷酸铝(C-AlPO4)粉体为原料,异丙醇为溶剂,碘为荷电介质,在不同悬浮液粉体质量浓度条件下采用水热电泳沉积的方法在C/C-SiC复合材料表面制备高温C-AlPO4抗氧化涂层.借助XRD和SEM对涂层的晶相组成和显微结构进行表征,通过黏结-拉伸实验测定涂层与基体的结合强度和涂层的抗氧化性能.研究结果表明:悬浮液粉体质量浓度对涂层的显微结构、涂层与基体的结合力和涂层的抗氧化性能有较大的影响;涂层中C-AlPO4晶相的结晶程度随着悬浮液粉体质量浓度的升高而提高;增加悬浮液的粉体质量浓度有利于获得表面致密、厚度均匀且结合力好的涂层;不同悬浮液载荷下涂层的沉积量与时间呈线性关系;涂层试样的抗氧化性能随悬浮液粉体质量浓度的增加而提高.