C/C-HfC复合材料的抗烧蚀性能

以无机铪溶液为前驱体,采用化学气相渗透法(CVI)和前驱体浸渍裂解法(PIP)制备密度为2.14 g/cm^(3)的C/C-HfC复合材料,分析其微观结构和组成,测试材料的抗烧蚀性能。结果表明:HfC陶瓷均匀地分散于基体的孔隙中,且与基体结合紧密。引入HfC陶瓷可以显著增强C/C复合材料的抗烧蚀性能。在相同的热流条件下,烧蚀时间为120 s时,C/C-HfC复合材料的线烧蚀率为6.20×10^(-2)mm·s^(-1),质量烧蚀率为2.03×10^(-2)g·s^(-1),分别比C/C复合材料降低了48.33%和40.12%。在烧蚀过程中,HfC会与热流中的氧气反应生成熔融的HfO_(2),均匀地覆盖在基体的表面形成保护层,隔绝热流,防止基体被氧化,同时阻止热量的传递。熔融HfO_(2)的蒸发也会带走表面的部分热量。随着烧蚀时间的增加,HfO_(2)的损耗会逐渐上升,基体表面的保护层会逐渐被破坏,热流对基体产生的烧蚀损伤会更为严重。

超高温陶瓷改性C/C复合材料抗烧蚀性能研究进展

随着航空航天事业的发展,C/C复合材料被广泛应用于该领域,但是高温抗氧化性能较差的缺点限制了它的使用范围。通过基体改性的方法将超高温陶瓷(UHTCs)引入到C/C复合材料中是提高C/C复合材料抗氧化烧蚀性能的主要方法。本文主要介绍了不同超高温陶瓷相对C/C-UHTCs复合材料烧蚀性能的影响,分析了相应的烧蚀机理和烧蚀性能不同测试方法的特点,并针对C/C-UHTCs复合材料的长效热防护、性能优化作出了展望。

等离子喷涂涂层抗烧蚀性能及微观结构

以45#钢和TC4钛合金为基体材料,采用等离子喷涂方法制备了钨(W)及钨合金涂层,并在不同烧蚀条件下进行了烧蚀实验,比较了涂层的抗烧蚀性能,探讨了涂层烧蚀破坏机理。结果表明:基体材料喷涂W涂层后,提高了抗烧蚀性能。烧蚀温度为2600℃时,烧蚀11s,涂层存在氧化,基本无烧蚀现象;烧蚀温度为3400℃时,烧蚀6s,涂层有了明显的烧蚀,存在基体熔化现象,说明热量传递到基体,导致基体温度超过了自身熔点。W+Al_(2)O_(3);和W+ZrO_(2)复合涂层可减缓热量从涂层表面向基体的传递速率,提高了基体材料的抗烧蚀性能。W+Al_(2)O_(3)和W+ZrO_(2)复合涂层测力曲线呈锯齿状下降,不抗冲刷,但涂层的抗烧蚀时间相对较长。

反应熔渗制备C_(f)/C-ZrC-SiC复合材料微观结构及抗烧蚀性能

通过反应熔渗(RMI)方式,以缝合碳纤维预制体和Si-Zr合金作为反应物,制备得到C_(f)/C-ZrC-SiC复合材料,并利用SEM-EDS和XRD系统分析了复合材料的微观结构,可以明确SiC-ZrC陶瓷基体在材料内部分布比较均匀且致密度较高。得益于上述基体结构,C_(f)/C-ZrC-SiC复合材料的弯曲强度和模量分别达到323.2 MPa和46.6 GPa,表现为韧性断裂。采用氧乙炔实验进行抗烧蚀测试,在表面温度为1800~1900℃下,ZrC含量较多的C_(f)/C-ZrC-SiC复合材料质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.263 mg/s和2.367μm/s,ZrC含量较少的C_(f)/C-SiC-ZrC复合材料分别为2.056 mg/s和5.067μm/s,C_(f)/C-ZrC-SiC复合材料表现出更加优异的抗烧蚀性能。

纳米和微米ZrB_(2)-SiC粉末对涂层抗烧蚀性能的影响

310S耐热不锈钢因具有抗氧化、耐腐蚀等优良性能的同时,亦具有良好的耐高温性能,在工业中得到较为广泛的应用。但在高温高速焰流冲刷等极端环境下的氧化失效限制了其实际应用。表面涂层技术是提升基体耐高温、耐烧蚀能力的有效手段。选用纳米团聚粉末和常规微米ZrB_(2)-SiC粉末,利用超音速等离子喷涂在310S耐热不锈钢基体上制备以CoCrAlYTa为粘结层、ZrB_(2)-SiC为陶瓷层的复合涂层,对两种涂层分别进行了氧-乙炔高温烧蚀试验。采用XRD、EDS、SEM分析涂层组织结构。结果表明:纳米团聚粉末(n-ZS)涂层表面孔隙和微裂纹较微米商用粉末(m-ZS)涂层大幅减少,涂层更为致密;m-ZS涂层的耐烧蚀时长达600 s,较n-ZS涂层耐烧蚀时长提升12倍左右。

炭基体结构状态对C/C复合材料抗烧蚀性能的影响

炭基体在C/C复合材料的组成中占有很大的比重,因此炭基体不同的结构状态往往对C/C复合材料的各项性能有显著的影响。本文利用不同的原料和加工工艺制备出了三种具有不同炭基体的C/C复合材料,这三种炭基体分别是热解炭、沥青炭以及热解炭-树脂炭混合炭基体。对这三种材料多项性能的测试结果表明,炭基体的结构状态如石墨化度、炭片层结构的取向度的不同对C/C复合材料的各项性能均有显著的影响:基本趋势是C/C材料的石墨化度越高,材料的导电性能、导热性能以及抗烧蚀性能越好,压缩强度越低。三种炭基体中沥青炭基体沿纤维轴向的取向度最低,其抗烧蚀性能最差。

CVD-SiC涂层的C/C-SiC复合材料的抗烧蚀性能

采用CVD法,1 050℃在三维针刺C/C-SiC复合材料表面制备SiC涂层,研究稀释气体与载气流量比分别为4∶1和2∶1制备条件下涂层的晶体结构、表面和断面的微观形貌,对比了涂层前后C/C-SiC复合材料的抗烧蚀性能。结果表明:稀释气体流量降低其制备的SiC涂层更加平整致密,与基体结合程度更好,沉积产物均为单一的β-SiC结晶相。在600 s的氧化烧蚀下,两种流量比条件下制备CVD-SiC涂层的C/C-SiC复合材料的线烧蚀率比未涂层的分别降低34%和50%,质量烧蚀率分别降低70%和75%,抗氧化烧蚀性能明显提高。

TiB_2-W-Cu复合材料的导电/抗烧蚀性能研究

通过"冷等静压成型-还原气氛烧结-形变强化"工艺制备得到TiB2-W-Cu复合材料致密样品,通过多次形变强化的方法提高铜基复合材料的硬度,并采用硬度计、电烧蚀装置等设备测试所制备的铜基纳米复合材料样品的硬度、软化温度、导电性以及电弧烧蚀等性能指标。样品的平均电导率4.76×103 S/m、硬度HV=142、软化温度≥950℃、电弧烧蚀≤40μg/C。

氧化钇掺杂ZrB_2-SiC陶瓷基复合材料的抗烧蚀性能研究

采用热压烧结工艺制备了氧化钇掺杂Zr B2-Si C陶瓷基复合材料,利用高频等离子体电弧风洞对氧化钇掺杂Zr B2-Si C进行了2300℃和2400℃的抗氧化烧蚀性能测试,分析了氧化钇对陶瓷材料抗烧蚀性能的影响,探讨了稀土氧化物掺杂Si C-Zr B2陶瓷材料的抗烧蚀机理。结果表明,在升温及降温过程中均未开裂,材料具有较好的抗热冲击性能,质量烧蚀率分别为0.0344 g/s和0.0365 g/s,氧化层厚度分别为1 mm和2 mm,表面烧蚀中心和边缘的氧化产物分别为低温稳定相Zr O2和Si O2,氧化层结构仍旧是连续的,体现了材料较好的抗氧化烧蚀性能。

液态聚碳硅烷制备C/C-SiC复合材料抗烧蚀性能研究

采用液态聚碳硅烷(Liquid polycarbosilane,LPCS)为陶瓷先驱体,通过先驱体浸渍裂解(Precursor infiltration and pyrolysis,PIP)工艺,制备了C/C-SiC复合材料。LPCS先驱体的裂解行为采用热重分析(Thermogravimetry analysis,TGA)表征,高温裂解产物的相组成、微观形貌等通过X-射线衍射(X-ray diffraction,XRD)、扫描电镜(Scanning electron microscope,SEM)表征。结果表明,LPCS先驱体裂解形成SiC陶瓷,其980℃陶瓷产率为81.3%,可作为PIP工艺制备复合材料的新型先驱体材料;2200℃、600 s氧乙炔试验烧蚀后,LPCS先驱体制备的C/C-SiC复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.005 mm/s和0.0019 g/s,表现出良好的抗烧蚀性能;SiC陶瓷基体烧蚀过程中氧化形成致密连续的SiO_(2)障碍层,能够隔离氧气和热量,阻止其向复合材料内部进一步扩散,可有效地提升复合材料的烧蚀性能。

CrNiMo钢激光淬火处理的抗烧蚀性能研究

通过激光淬火表面强化技术,在CrNiMo钢表面形成马氏体相变的表面强化薄层。采用小电流累积烧蚀方法分解了材料烧蚀过程;对比分析相同烧蚀条件下CrNiMo钢在激光处理与未经激光处理的表面烧蚀形貌及其烧蚀质量差。结果表明:激光淬火确实能提高材料的抗烧蚀性能。

聚合物浸渍裂解法制备C/C-ZrC-SiC复合材料的氧化行为及抗烧蚀性能研究

采用热梯度化学气相渗透和聚合物浸渍裂解法制备了ZrC-SiC改性C/C复合材料（C/C-ZrC-SiC），借助SEM、XRD等手段研究了该复合材料的微观形貌与相组成，并对其在1 500 ℃恒温静态空气环境、室温至1 400 ℃变温过程的氧化行为以及氧乙炔抗烧蚀性能进行了研究。结果表明：室温~1 400 ℃动态氧化时C/C-ZrC-SiC复合材料出现增重→缓慢失重→剧烈失重→稳定4个过程；在1 500℃ 静态氧化时，C/C-ZrC-SiC出现增重→缓慢失重→动态稳定→剧烈失重→稳定5个过程。ZrC和SiC优先氧化分别生成ZrO2骨架和SiO2玻璃层包裹基体和碳纤维，一定程度上减缓了基体和碳纤维的氧化。经过1 200 s氧乙炔烧蚀，材料线烧蚀率和质量烧蚀率分别为9.27×10^-4 mm·s^-1和6.67×10^-4 g·s^-1。在烧蚀过程中，试样表面能形成一个ZrO2外层/SiO2内层的双层结构保护膜。ZrO2骨架层能减缓烧蚀火焰对材料内部的热力学和热化学烧蚀，而致密的SiO2层能够弥合材料的裂纹、孔洞等缺陷，阻挡有氧气氛进一步进入材料内部，使材料表现出优异的抗烧蚀性能。

C/C-ZrC-Cu复合材料的微观结构与抗烧蚀性能

采用低温反应熔渗工艺,以Zr 2Cu合金为熔渗金属,在密度为(1.25±0.05)g/cm^(3)的毡基C/C复合材料中引入ZrC+Cu组分,以提高其抗氧化烧蚀性能。采用X射线衍射仪(XRD)、光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM),分析C/C-ZrC-Cu复合材料的相组成与微观结构,在氧-乙炔环境下考核材料的抗烧蚀性能。结果表明,C/C-ZrC-Cu复合材料形成了三维网络状(热解碳+ZrC+Cu)混合基体结构,热解碳可以有效防护高温金属熔体对碳纤维造成的损伤,ZrC和Cu的引入有效改善了抗烧蚀性能,氧乙炔烧蚀120 s后,线烧蚀率从毡基C/C复合材料的9.0×10^(-3)mm/s降低为-1.0×10^(-3)mm/s,主要归因于材料表面形成了相对完整的ZrO 2保护层和Cu的发汗冷却作用,对应的氧化烧蚀机制主要为ZrC、C等氧化引起的热氧化烧蚀和Cu熔化、挥发等引起的热物理烧蚀。

包埋-化学气相沉积两步法制备ZrC涂层的结构与抗烧蚀性能

采用先包埋、然后化学气相沉积(CVD)的复合工艺,在石墨材料表面制备ZrC涂层,并对其进行氧乙炔焰烧蚀试验。借助X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)分析烧蚀前后涂层的微观组织形貌及相组成,研究涂层的抗烧蚀机理。结果表明:包埋-CVD两步法制备的ZrC涂层,包埋层具有双层结构,外层多孔、内层致密;CVD层表面呈凸胞状形貌,为柱状晶结构;包埋多孔层与CVD层相互嵌入,形成机械互锁结构,增强了涂层间的界面结合强度。30 s氧乙炔焰烧蚀试验表明:ZrC涂层具有很好的结构稳定性和良好的抗热震性能;烧蚀产物为单斜型ZrO2,质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.50×10-3 g/s和0.47×10-3 mm/s,涂层具有良好的高温抗烧蚀性能和抗冲刷性能。

C/C-SiC-ZrC-Al_(2)O_(3)复合材料的制备及抗烧蚀性能研究

以葡萄糖为碳源,硅溶胶为硅源,氧氯化锆为锆源,硫酸铝为铝源,采用水热共沉积-碳热还原法制备了C/C-SiC-ZrC-Al_(2)O_(3)复合材料,并采用压汞仪测得了孔径分布,采用三点弯曲法计算出了抗弯强度。C/C-SiC-ZrC-Al_(2)O_(3)复合材料陶瓷基体相晶粒细小,分布均匀,其抗弯强度为169.1 MPa,比C/C-SiC-ZrC复合材料提高了21.9%,Al_(2)O_(3)有助于提高复合材料的力学性能。在等离子体火焰下烧蚀120 s后,质量烧蚀率和线烧蚀率分别为6.5×10^(-5)g/(cm^(-2)·s)和2.9×10^(-4) mm/s,分别比C/C-SiC-ZrC复合材料降低了69.3%和37.0%。Al_(2)O_(3)的加入有助于形成莫来石晶须,莫来石晶须作为增强相提高了熔融玻璃层的粘度,提高了熔融玻璃层抵抗冲刷的能力,熔融层的平整性得到了提升。粘度的提高也抑制了气相CO、SiO扩散时形成气泡的能力,熔融层的完整性得到了提高,进而抑制了氧化性气氛的向内扩散,提高了复合材料的抗烧蚀性能。

YSZ-W复合涂层的制备及抗烧蚀性能研究

目的在TC4表面制备均匀致密的YSZ-20%(体积分数)W(ZW2)复合涂层,以提高其抗烧蚀性能,并对其在超音速燃流中的烧蚀响应机制进行初步探究。方法以8YSZ和W粉为原料,采用喷雾干燥-真空烧结工艺制备喷涂用ZW2复合粉末,利用大气等离子喷涂技术(APS)制备ZW2复合涂层,采用超音速火焰冲刷法(SCF)测试涂层的抗烧蚀性能。结果在1500℃的真空环境下烧结2 h后,ZW2复合粉末原始颗粒之间的结合方式由PVA交联结合转变为冶金结合,烧结粉末的松装密度和流动性较造粒粉末分别提升632.3%和39.8%。APS制备的ZW2涂层的孔隙率为9.5%±0.8%,经SCF考核5 s后,500μm厚的ZW2涂层可以使TC4钛合金基体免于烧蚀,仅在ZW2涂层表面形成了厚度约为30μm的ZrO2-WO3疏松顶层。结论利用APS工艺可以制备均匀致密的ZW2复合涂层,真空烧结处理提高了ZW2复合粉末的APS工艺适应性。ZW2涂层有效地提高了TC4的抗烧蚀性能,烧蚀过程中低熔点WO3的形成缓解了烧蚀过程中涂层内部的热应力,从而避免了涂层提前剥落失效。

C/YAG复合材料的抗烧蚀性能研究

目的对C/YAG复合材料的烧蚀性能和烧蚀机理进行研究。方法以高固相含量Y2O3-Al2O3溶胶为原料,低成本的碳纤维针刺毡为增强体,通过浸渍-干燥-热处理工艺制备C/YAG复合材料,利用SEM和XRD对烧蚀后材料的微观结构和物相组成进行分析。结果复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率分别为0.05g/s和0.12mm/s。结论C/YAG复合材料高的质量烧蚀率和线烧蚀率主要归因于氧乙炔焰高热流和强剪切力作用。烧蚀后材料的微观形貌可以分为中心区、过渡区和边缘区三个区域。其中烧蚀中心区主要受到热化学腐蚀和机械剥蚀的作用,而过渡区和边缘区主要受到热化学腐蚀和热物理侵蚀的作用。

C/C复合材料表面SiC-ZrB_(2)涂层的缺陷修复与抗烧蚀性能

碳/碳(C/C)复合材料表面涂层在制备与服役过程中易出现裂纹、凹坑和孔洞等缺陷,使涂层失去完整性而极易导致防护失效,目前常用的解决方法为更换整体涂层,成本高、工艺复杂、耗时长,因此快速高效的涂层轻微缺陷修复技术是解决这一难题的有效途径。通过大气等离子焰流在C/C复合材料表面SiC-ZrB_(2)(SZ)涂层表面预先构造缺陷,采用异丙醇以及高温下性能稳定的含硼聚氮硅烷胶粘剂作为修复剂,以SiC-ZrB_(2)粉末作为改性填料,Al_(2)O_(3)作为烧结助剂,对SZ涂层缺陷进行修复,研究修复前后涂层的微观结构演变与烧蚀防护性能。结果表明:经等离子焰流烧蚀后,未修复的SZ涂层试样中心出现圆形凹坑缺陷,裸露出C/C复合材料基底;而对于修复后的涂层试样,修复剂热解生成的SiBCN陶瓷和改性陶瓷填料均匀覆盖于缺陷处,使涂层保持较高完整性,且在氧乙炔烧蚀下生成致密的SiO_(2)玻璃膜可有效阻挡氧扩散,保护C/C复合材料免受机械冲蚀;修复后的涂层试样在氧乙炔焰流下烧蚀60s后线烧蚀率与质量烧蚀率分别为0.65μm/s和-0.28mg/s,相比于未修复涂层试样分别降低了83.54%和129.47%,修复后涂层的抗烧蚀性能得到显著提升。

超硬铝合金微弧氧化技术在子母弹抗烧蚀性能方面的应用

目的针对我厂某型号子母弹靶试时出现的弹底脱落问题,分析原因是因为阳极氧化膜不耐火药气体高温烧蚀。采取喷涂抗高温烧蚀涂料的方法,会冲刷出小孔洞。而微弧氧化作为一种直接在金属表面原位生成陶瓷层的表面强化技术,具有优异的抗烧蚀性能,100μm厚的膜层可耐2500℃的高温气流冲击,20 s不脱落。因此采用微弧氧化方式对弹底进行处理。方法以弹底作阳极,不锈钢电解槽为阴极,使用双极性交变脉冲微弧氧化电源,采用恒流方式操作。电解液配方为硅酸盐系,温度20~40℃,处理时间80~90 min。结果经过对微弧氧化膜层外观质量、厚度、附着强度、耐腐蚀性和耐烧蚀性等各项性能指标检测和靶场射击试验考核,微弧氧化膜层质量明显优于阳极氧化膜,弹底均未出现烧蚀、脱落现象,强度满足要求,高低温开舱可靠,从而证实弹底采用微弧氧化的处理方式可以抵抗火药气体的瞬间高温烧蚀作用,不会影响该子母弹的各项战技指标要求。结论弹底采用微弧氧化处理方式满足产品质量要求,可以用于批量生产。

环氧改性有机硅树脂基热防护涂层的制备及抗烧蚀性能研究

以环氧改性有机硅树脂作为基体,添加二氧化硅、玻璃纤维粉、钛白粉、硅酸盐类填料和复合阻燃剂等无机填料,以低分子聚酰胺作为固化剂,设计制备了环氧改性有机硅热防护涂层,并且分析了填料种类以及添加量对涂层力学性能和抗烧蚀性能的影响。结果表明:添加无机填料能大幅提高涂层的强度和热解保留质量,有效提升涂层抗烧蚀性能;在改善涂层的抗烧蚀性能方面,玻璃纤维粉优于二氧化硅粉,钛白粉显著优于硅酸盐类填料。