抗燒蝕C-C-SiC-ZrB2復(fù)合材料研究.pdf

1、開發(fā)可服役于高于2000oC環(huán)境的超高溫材料已成為新一代空天飛行器熱防護(hù)系統(tǒng)和動(dòng)力系統(tǒng)研發(fā)的技術(shù)瓶頸，碳/碳(C/C)復(fù)合材料是可應(yīng)用于上述環(huán)境的主要備選材料之一，目前大量研究將超高溫陶瓷引入C/C復(fù)合材料來提高該材料的抗燒蝕性能，但添加S iC對(duì)C/C和超高溫陶瓷改性C/C復(fù)合材料抗燒蝕性能的影響尚不明確，引入陶瓷相的分布和結(jié)構(gòu)對(duì)改性C/C復(fù)合材料抗燒蝕性能的影響亦鮮見報(bào)道，本文主要針對(duì)以上問題選用ZrB2和SiC為添加相、在氧乙炔多

2、元環(huán)境中研究改性C/C復(fù)合材料的燒蝕行為。
　　本文以2D針刺碳?xì)譃轭A(yù)制體、以天然氣為熱解碳前驅(qū)體、以聚碳硅烷和ZrB2的有機(jī)聚合物為添加陶瓷相的前驅(qū)體，采用前驅(qū)體浸漬裂解(PIP)和熱梯度化學(xué)氣相沉積(TCVI)工藝制備了不同結(jié)構(gòu)和分布的SiC、ZrB2、ZrB2-SiC改性的C/C復(fù)合材料，通過三點(diǎn)彎曲測(cè)試、激光閃射法考察了材料的力學(xué)性能和熱物理性能，研究了氧乙炔不同熱流密度、單次-往復(fù)加載、不同加載時(shí)間等多元環(huán)境中改性 C/

3、C復(fù)合材料的燒蝕行為。借助 XRD、SEM、EDS、紅外雙色測(cè)溫等手段重點(diǎn)對(duì)材料燒蝕前后的物相、形貌、燒蝕過程中材料的表面溫度進(jìn)行了觀察、表征和分析，針對(duì)燒蝕過程中材料表面溫度和陶瓷顆粒在表面的積累探討了改性C/C復(fù)合材料的氧化和機(jī)械剝蝕，主要研究?jī)?nèi)容和結(jié)果如下：
　　通過調(diào)整PIP和TCVI工藝參數(shù)，制備了SiC分別分布于無緯布層和網(wǎng)胎層的兩種C/C-S iC復(fù)合材料，研究了添加S iC和S iC分布對(duì)C/C復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲行為

4、、熱導(dǎo)率及抗燒蝕性能的影響，結(jié)果表明：S iC在無緯布層分布時(shí)，與C/C復(fù)合材料相比，由于前驅(qū)體裂解過程中無緯布層中的連續(xù)碳纖維被氧化性裂解產(chǎn)物腐蝕，導(dǎo)致改性C/C復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度下降，模量上升，熱導(dǎo)率無明顯變化；SiC在網(wǎng)胎層分布時(shí)，改性C/C復(fù)合材料的強(qiáng)度略高，模量無明顯變化，但斷裂延伸率減小，因基體中界面等缺陷增加，熱導(dǎo)率明顯下降；在熱流密度為2.38MW/m2的環(huán)境中，SiC的燒蝕速率低于熱解碳，其氧化產(chǎn)物 SiO2能夠填充

5、 C/C復(fù)合材料燒蝕過程中出現(xiàn)的孔隙等缺陷，使抗燒蝕性能提高；在4.18MW/m2的環(huán)境中燒蝕時(shí)C/C-SiC復(fù)合材料表面溫度高于2000 oC，SiO2快速揮發(fā)導(dǎo)致S iC消耗速率大于熱解碳，在基體中引發(fā)大量缺陷，促使燒蝕率高于C/C復(fù)合材料；因網(wǎng)胎層體積含量高于無緯布層，SiC分布于網(wǎng)胎層時(shí)其在不同熱流密度環(huán)境中對(duì)C/C復(fù)合材料抗燒蝕性能的有益或有害作用進(jìn)一步凸顯。
　　制備了陶瓷相分布于纖維-基體界面處的C/C-ZrB2和C

6、/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料，研究了添加 SiC對(duì) C/C-ZrB2復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲行為、熱導(dǎo)率、抗燒蝕性能的影響，結(jié)果表明：不同熱流密度環(huán)境的60s燒蝕測(cè)試，由于SiC的氧化產(chǎn)物SiO2的蒸汽壓隨溫度快速上升，C/C-ZrB2-SiC在熱流密度增加時(shí)其燒蝕率增幅大于C/C-ZrB2；同一環(huán)境燒蝕過程中試樣表面溫度主要受材料比熱容、熱導(dǎo)率等特性控制，但ZrO2和SiO2的積累對(duì)表面溫度也有重要影響；在熱流密度2.38 MW/m2環(huán)境中

7、以60s為時(shí)間單位往復(fù)燒蝕時(shí)，SiC的引入可以提高C/C-ZrB2復(fù)合材料的抗燒蝕性能；在熱流密度2.38 MW/m2環(huán)境中不同時(shí)長(zhǎng)的燒蝕顯示，SiC在燒蝕初期可以降低表面溫度，形成富SiO2亞層填充孔隙等缺陷，使C/C-ZrB2-SiC具有比C/C-ZrB2更優(yōu)的抗燒蝕性能，但隨著燒蝕時(shí)間的延長(zhǎng)SiO2消耗加速，C/C-ZrB2-SiC的表面溫度和C/C-ZrB2趨于一致，二者燒蝕率也逐步接近。
　　制備了ZrB2和ZrB2-S

8、iC分布于基體中的C/C-ZrB2和C/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料，陶瓷相含量與前述ZrB2和ZrB2-SiC在界面處分布時(shí)相等，對(duì)比了兩種陶瓷相分布的差異，結(jié)果表明：受前期沉積熱解碳的影響，ZrB2和 ZrB2-SiC在基體中分布較界面分布呈現(xiàn)出一定的聚集態(tài)；因碳纖維受到前期沉積的熱解碳保護(hù)，改性C/C復(fù)合材料的三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度明顯高于界面分布的材料；基體中分布的ZrB2和ZrB2-SiC在復(fù)合材料的基體中引入了新的界面、裂紋等缺陷，導(dǎo)

9、致陶瓷相在基體中分布時(shí)材料的熱導(dǎo)率低于在界面處分布的材料；ZrB2和ZrB2-SiC在基體中分布的C/C-ZrB2和C/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料，經(jīng)過高溫?zé)崽幚?，材料中出現(xiàn)裂紋，三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度和模量均發(fā)生下降，熱導(dǎo)率提高，在2.38 MW/m2環(huán)境中的燒蝕率增大而在4.18 MW/m2環(huán)境中的燒蝕減弱，裂紋的愈合和對(duì)局部熱應(yīng)力的緩解是造成上述燒蝕行為變化的主要原因；受機(jī)械剝蝕影響，ZrB2和ZrB2-SiC分布于纖維-基體界面處比分布

10、于基體中更有利于復(fù)合材料抗燒蝕性能的提高。
　　制備了ZrB2-SiC在微區(qū)以分離態(tài)和混合態(tài)存在的C/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料，對(duì)比顯示：兩種材料三點(diǎn)彎曲行為相似；ZrB2-SiC在微區(qū)以分離態(tài)存在時(shí)，改性C/C復(fù)合材料的熱導(dǎo)率較低；由于 ZrB2-SiC在微區(qū)以混合存在時(shí)，高溫環(huán)境 SiC的快速消耗會(huì)促進(jìn)ZrB2的剝離，因此ZrB2-SiC在微區(qū)以分離態(tài)存在時(shí)改性C/C復(fù)合材料的抗燒蝕性能較好。
　　分別制備了ZrB2

11、和SiC在無緯布層偏聚以及ZrB2-SiC均勻分布的三種C/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料，無緯布層中 ZrB2以小顆粒狀存在而 SiC以連續(xù)相分布于纖維之間。無緯布層中ZrB2含量的增加比SiC更有利于改性C/C復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度和模量的提高，但材料的斷裂延伸率隨之減??；不同熱流密度環(huán)境的燒蝕顯示 S iC在無緯布層偏聚時(shí)C/C-ZrB2-SiC復(fù)合材料的燒蝕率最低，ZrB2和SiC在高溫?zé)g過程中引發(fā)的不同缺陷以及陶瓷相自身結(jié)構(gòu)是構(gòu)