先驱体浸渍裂解结合化学气相渗透工艺下二维半和三维织构SiC/SiC复合材料的结构与性能

通过先驱体浸渍裂解工艺结合化学气相渗透工艺(PIP+CVI)制备了二维半(2.5D)和三维(3D)编织结构的碳化硅纤维增强碳化硅基(SiC/SiC)复合材料,对两者的密度、热导率、力学性能以及微观结构等进行了测试分析。结果表明,PIP+CVI工艺制备的SiC/SiC复合材料具有较低的密度(1.98~2.43g·cm-3)和热导率(0.85~2.08 W·m^(-1)·K^(-1)),初期CVI纤维涂层能够提高纤维-基体界面剪切强度(~141.0 MPa),从而提高SiC/SiC复合材料的力学性能,后期CVI整体涂层明显提高了2.5DSiC/SiC复合材料的密度、热导率和力学性能,对3DSiC/SiC复合材料性能的影响不明显。

热模压辅助先驱体浸渍裂解制备C_f/SiC复合材料研究

以聚碳硅烷为先驱体,采用热模压辅助先驱体浸渍裂解工艺制备3D-BCf/SiC复合材料,研究了热模压辅助对3D-BCf/SiC复合材料致密度和力学性能的影响。结果表明:先驱体浸渍裂解制备陶瓷基复合材料第一次浸渍后引入高温热模压工艺可以改善材料微观结构,显著提高材料的致密度和力学性能。其中1600℃,10MPa,1h下热模压辅助先驱体浸渍裂解6次制备的3D-BCf/SiC复合材料的密度为1.79g/cm3,弯曲强度高达672MPa,断裂韧性达18.9MPa·m1/2,剪切强度接近50MPa,且具有较好的抗热震性和高温抗氧化性。

逾渗理论在先驱体浸渍裂解法制备CMC工艺中的应用

应用物理学的逾渗理论对PIP法制备Cf/SiC复合材料浸渍和裂解过程进行了模拟解释和分析 ,并在此基础上对工艺进行了优化 ,使Cf/SiC复合材料的密度由原来的 1.75g/cm3提高到 2 .0 3g/cm3,强度由原来的 30 0MPa提高到 5 0 0MPa。

先驱体浸渍-裂解法制备Cf/SiC复合材料

采用先驱体浸渍-裂解法制备了Cf/SiC复合材料.重点研究碳纤维类型对复合材料力学性能和断裂行为的影响.研究表明,采用先驱体浸渍-裂解法可制备出致密度较高的Cf/SiC复合材料.由于M40JB纤维的制备温度明显高于T300纤维的制备温度,因此与T300纤维相比,M40JB纤维具有较高的结晶度和较低的表面活性.结果,在复合材料制备过程中,M40JB纤维与基体的界面反应较弱,从而使复合材料呈现韧性断裂,具有较好的力学性能,其抗弯强度和断裂韧性分别为614.4 MPa和18.8 MPa·m1/2.而T300纤维则与基体发生较强的界面反应,导致纤维与基体间的界面结合过强,复合材料表现为脆性断裂.

先驱体浸渍裂解C/SiCN复合材料的拉伸行为与基体开裂机制

采用先驱体浸渍裂解法制备陶瓷基复合材料过程中会形成基体裂纹和孔隙,基体开裂和裂纹演化机制是工艺设计和性能优化的依据。本研究采用真空旋转浸渍–裂解法制备了无界面相的纤维束C/SiCN复合材料,分析了该材料的拉伸性能和基体裂纹增殖现象,讨论了浸渍裂解次数和热处理温度对基体裂纹的影响规律。研究结果表明:当热处理温度为1000~1400℃时,该复合材料的化学组成变化较小;热处理温度达到1600℃时,先驱体转化的SiCN基体分解,C含量降低,SiC含量升高。随浸渍裂解次数由1次增加到4次,该复合材料的平均拉伸强度分别提升14.19%、38.83%和63.47%,同时基体裂纹间距和裂纹开口距离均逐渐减小,基体纤维结合增强,断口纤维拔出减少。热处理温度从1000℃升高到1400℃,C/SiCN拉伸强度缓慢增大;热处理温度为1600℃时,SiCN基体由无定形的SiCxN4–x四面体向SiC晶体转变,基体与纤维脱粘,二者结合强度降低,同时基体体积收缩使C纤维损伤,导致该复合材料拉伸强度陡然下降30.0%。

热解碳对先驱体浸渍裂解3D-C_f/SiC复合材料性能影响

以三维编织T300碳纤维为预制体,通过控制化学气相渗积(CVI)沉积时间制备厚度不同的热解碳界面相,采用先驱体浸渍裂解(PIP)工艺增密制备3D-C_f/SiC复合材料,研究界面相对先驱体浸渍裂解3D-C_f/SiC复合材料性能影响。结果表明:3D-C/SiC复合材料在合适的界面相厚度下能够获得更好的增韧效果。热解碳厚度为220±20 nm时,3D-C_f/SiC复合材料弯曲强度为388.8 MPa,弯曲断口处纤维呈台阶式拔出,拔出面参齐不齐,弯曲强度最大,增韧效果最佳。

先驱体浸渍裂解工艺制备碳纤维增强氮化硼基复合材料

以硼吖嗪作为单体,聚硼氮烷作为先驱体,利用先驱体浸渍裂解(PIP)工艺制得碳纤维(C)增强/氮化硼(BN)基复合材料(C/BN)。结果表明:将硼吖嗪在50~60℃条件下聚合得到聚环硼氮烷,经过10个聚合物的浸渍-裂解(N2条件下加热至1450℃)周期,制得相对密度为94.7%的C/BN,BN基体均匀地分布在C纤维的周围,其界面结合强度低,材料表现出良好的高温稳定性,在真空条件下耐至1600℃,失重率为2%;当温度从常温升至600℃时,热导率达到5.25W/(m·℃)。

用作陶瓷先驱体的聚硅氧烷的交联与裂解

研究了含氢聚硅氧烷(HPSO)与含乙烯基聚硅氧烷(VPSO)的交联与裂解。研究发现,氯铂酸能有效催化两者之间的交联反应。催化剂的质量分数为1.697×10-5、m(VPSO)/m(HPSO)=4∶1的体系在180℃交联6h后凝胶含量为96.7%,基本达到完全交联状态。1000℃时基本上裂解完全,陶瓷产率74.6%。裂解产物由Si、O、C三种原子组成,其质量分数分别为47.80%、31.39%、20.81%。1000℃裂解产物中有β-SiC微晶,1200℃时出现SiO2微晶。

Al/SiC/PCS先驱体裂解-反应机理研究

以热重 -差热 (TG -DTA)、流动氮气气氛中不同裂解温度下产物的X射线衍射 (XRD)和元素线扫描 (ELEM)方法研究了含活性填料Al,惰性填料SiC的聚碳硅烷 (PCS)先驱体的裂解 -反应机理。研究表明 ,PCS的裂解从 40 0℃左右开始 ,80 0℃时基本完全。体系由于裂解产生挥发性小分子而失重。当体系中含有PCS特别是SiC微粉时 ,Al的氮化温度会大大下降 ,转化率大大提高 ,SiC起着类似催化剂的作用。当裂解温度升高至 60 0℃时 ,Al微粉开始熔化 ,与SiC或PCS的中间裂解产物 [PCS]作用 ,形成中间体 [AlaCb]和 [Si]。随着温度的升高 ,中间体与保护气氛N2 发生氮化反应 ,形成AlN和SiC。当裂解温度上升至 10 0 0℃时 ,反应基本完成。

热压辅助先驱体裂解制备的三维C_f/Si—O—C复合材料的微观结构与力学性能

采用聚硅氧烷(PSO)先驱体浸渍裂解工艺制备出碳纤维三维编织物增强Si—O—C复合材料(3D-B C_(?)/Si—O—C)。研究发现,第一周期采用热压辅助裂解可以显著提高材料的力学性能与致密度。第一周期经1600℃、10MPa的条件热压裂解处理5min后,材料的弯曲强度和断裂韧性从未处理前的246.2MPa和9.4MPa·m^(1/2)提高到502MPa和23.7MPa·m^(1/2)。该材料的弯曲强度在真空中可以保持到1400℃。探讨了工艺参数对材料结构与力学性能的影响。高温裂解弱化界面结合同时提高纤维就位强度以及加压提高材料致密度是热压辅助裂解能提高材料力学性能的主要原因。

含活性基团硅氮烷先驱体的裂解

用TG-GC,IR，元素分析，XRD研究MeSiHCl2与MeSiVi（Vi:-CH=CH2）Cl2共氨解产物的裂解过程．400～800℃在N2中完成裂解，硅氢化反应形成桥键[Si-CH2-CH2-Si，Si-CH（CH3）-Si]和自由基历程导致亚甲基插入形成Si-CH2-Si是裂解产物中富余碳的来源.在NH3中，NH3分子进攻Si-CH3形成低分子产物逸出而脱碳，裂解发生在400～600℃，得到较纯的Si3N4．1400℃以前裂解产物（N2。

裂解温度对先驱体转化制备2D-C_f/SiC材料结构与性能的影响

以聚碳硅烷(PCS)、二乙烯基苯(DVB)和S iC微粉为原料制备了2D-Cf/S iC材料,考察了首次裂解温度对材料结构与性能的影响。结果表明,首次裂解温度的提高有助于弱化界面结合,形成良好的界面结构,从而提高材料的力学性能。当裂解温度从1000℃提高到1600℃时,材料的弯曲强度由200.7MPa提高到319.2MPa,剪切强度由16.8MPa提高到29.8MPa,断裂韧度由7.4 MPa.m1/2提高到15.0 MPa.m1/2。

先驱体裂解制备陶瓷材料中存在的问题及解决方案

阐述了先驱体转化法的优劣性,并针对存在的问题提出了解决方案,着重阐述了添加活性填料的作用,介绍了活性填料的选择原则及活性填料控制先驱体裂解制备陶瓷材料应用特征,并就国内外的研究进展和未来发展方向进行了综述。

氮化硼陶瓷先驱体的热裂解

氮化硼(BN)陶瓷是随着高技术发展而受到关注的一种高性能无机工程陶瓷材料.近年来国外对利用有机聚合物先驱体转化法制备 BN 陶瓷进行了较为广泛的研究.本文利用差热-热重-气相色谱、红外、X 射线衍射等方法对具有可熔和可溶能力的 BN 陶瓷先驱体-聚硼氮烷的热裂解过程进行了研究.

活性填料控制的先驱体裂解制备陶瓷基复合材料研究进展

从先驱体转化法存在的问题出发 ,阐述了添加活性填料的意义和特点 ,介绍了活性填料控制的先驱体裂解过程中的尺寸变化、化学热力学和反应动力学以及制备陶瓷基复合材料的特点及国内外研究现状 ,并展望了未来发展。

热压辅助先驱体裂解制备C_f/SiC复合材料的研究

以聚碳硅烷为先驱体 ,采用先驱体转化法制备三维编织Cf SiC复合材料。研究发现 ,第一次裂解时采用热压辅助可以明显提高材料的致密度和力学性能。第一次在 160 0℃、10MP的条件下热压裂解 60min ,后续真空浸渍—常压裂解处理五个周期所制得的材料具有较高的力学性能 ,其弯曲强度和断裂韧性分别为 5 64MPa、16MPa·m1 2 。

聚硅氮烷热裂解过程中的有机-无机转化特性

为了探究聚硅氮烷(Polysilazane, PSZ)热裂解过程中的有机-无机转化特性,以甲基氢二氯硅烷和二甲基二氯硅烷为原料,通过氨解、热聚合制得PSZ;利用FT-IR、TG-DTA、PY/GC/MS等测试手段对PSZ的热裂解性能进行表征分析,并探讨不同热解温度下PSZ的组成结构及可能发生的化学反应。结果表明:PSZ以Si—N—Si为骨架,Si—H、N—H及Si—CH_(3)键为侧基,随着温度的升高,有机基团的吸收峰减弱。根据TG-DTA、PY/GC/MS的测试结果可以将PSZ热分解过程可以分为两个阶段:第一阶段为184~395℃,质量损失20.80%,该阶段包含了大部分化学反应及挥发性裂解产物的逸散,主要发生了的交联反应、重排反应及环化反应等,产生了NH_(4)、C_(6)H_(21)CH_(3)N_(3)Si_(3)及C_(8)H_(28)N_(4)Si_(4)等气体物质,350℃时PSZ中已基本完成交联反应;第二阶段为395~800℃,质量损失17.80%,在400℃时主要为大分子气体产物的挥发,500℃时PSZ中的有机官能团分解断裂成小分子物质逸出,并发生热解重排,正在逐渐向无机物转化,800℃时样品完成无机转变。研究结果可为聚硅氮烷纤维热分解工艺的设计和优化提供理论依据,对高性能陶瓷材料的制备有一定参考价值。

先驱体转化陶瓷涂层的裂解方法研究进展

随着金属零部件服役工况条件的日益苛刻,针对金属零部件不同的服役条件和失效特点,选择不同的陶瓷材料体系,采用适当工艺技术在金属零部件表面制备高性能的陶瓷涂层防护涂层并赋予其特殊功能,已成为解决金属零部件在苛刻工况下可靠服役的有效途径。先驱体转化陶瓷法作为一种原位制备陶瓷涂层的新型方法,利用先驱体聚合物良好的流动性、成型性、分子结构可设计性等特点,将先驱体涂层通过裂解转化为陶瓷涂层,在材料表面形成致密的防护涂层。裂解是先驱体从有机物转化为陶瓷涂层的重要途径,传统加热炉裂解利用程序化升温可在金属、多孔材料、纤维或纤维增强复合材料表面实现陶瓷涂层的连续化、批量化制备,设备简单,易于控制,但加热炉裂解对基体的热影响大,无法在熔点较低或结构复杂的基体上制备陶瓷涂层。激光裂解可选择性地控制热量的输入,裂解迅速、加热均匀,对基体热影响小,可制备出具有特殊成分的陶瓷涂层,但先驱体要能够吸收激光,激光裂解效率较低。离子辐照是无热裂解方式,裂解迅速,但效率低、成本较高。本文总结了先驱体转化陶瓷涂层裂解方法的研究进展,分析了加热炉裂解、激光裂解和离子辐照裂解的优缺点。未来将探索新的可控制备陶瓷涂层的方法与技术,揭示先驱体转化陶瓷微观结构的演变规律,实现陶瓷涂层致密化和裂纹缺陷的精确控制是今后需要重点发展的方向。

有机合成高碳锆比碳化锆陶瓷的先驱体及其热裂解性能

以四氯化锆为锆源,苯甲醇为碳源,分别采用对二甲苯,间二甲苯和二甲苯3种不同溶剂,有机合成高碳锆比(原子比28:1)碳化锆陶瓷的先驱体苯甲醇锆(benzyl alcohol zirconium,BAZ)。采用FT-IR对先驱体的基团结构进行表征,通过热重分析(TGA)和X射线衍射分析(XRD)对BAZ的耐热性和陶瓷转化过程进行研究。结果表明,采用不同溶剂制备的碳化锆先驱体在600～700℃时均全部热裂解,1 500℃完全热解为ZrC,其中采用对二甲苯溶剂制备的先驱体在氩气气氛下1 600℃保温1 h后的陶瓷产率最高,为51.8%,采用二甲苯溶剂制备的先驱体热裂解温度最高,为670℃。

聚硅氧烷先驱体的交联与裂解研究

以聚硅氧烷（PSO）和Fe Cl3为原料,二甲苯和无水乙醇为溶剂,利用Si—H之间的偶合脱氢反应,实现聚硅氧烷的有效交联。运用傅立叶转换红外光谱、热分析、X射线衍射等手段,对聚硅氧烷在不同含量Fe Cl3催化下的交联、裂解过程进行了性能分析和结构表征。发现Fe Cl3能有效催化聚硅氧烷交联,并影响其裂解行为,提高陶瓷产率。催化剂Fe Cl3含量分别为1%、2%、3%的体系在150-160℃下交联2 h,1 200℃氩气保护下裂解的陶瓷产率分别为77%、74%、72%,得到非晶态的裂解产物[Si（O,C）4],为无序混合四面体结构。质量损失过程大部分发生在400-700℃,主要是由于体系发生分子链的断裂与重排,放出大量小分子气体所致。