多孔碳陶瓷化改进反应熔渗法制备陶瓷基复合材料研究进展

连续纤维增强陶瓷基复合材料具有高强韧、耐氧化的特性,现已成为航空航天领域重要的高温结构候选材料。反应熔渗法可实现陶瓷基复合材料的大规模、短周期和低成本制备,是目前最具有商业化前景的技术之一。然而,传统反应熔渗法制得陶瓷基复合材料存在着基体碳残留、纤维刻蚀等问题,导致材料力学与氧化-烧蚀性能不佳。为突破传统碳基体陶瓷化程度低的局限性,相关研究人员采用碳基体孔结构构筑方法,通过多孔碳基体取代传统熔渗预制体中致密碳基体,以促进碳基体的陶瓷化转变及反应熔体的消耗,进而实现陶瓷基复合材料的性能优化。本综述介绍了采用多孔碳陶瓷化策略制备SiC陶瓷、SiC/SiC复合材料、C/SiC复合材料及超高温陶瓷基复合材料的相关研究进展,并且通过与传统反应熔渗法对比,验证了多孔碳陶瓷化策略的优势,同时总结了相关多孔碳基体制备方法的发展演变过程,最后针对先进陶瓷基复合材料的基础理论与工艺技术需求,对多孔碳陶瓷化改进反应熔渗法的未来发展方向进行了展望。

添加树脂碳对针刺C/C-SiC材料熔渗行为及性能的影响

以2.5D无纬布/网胎叠层针刺预制体为增强体,采用化学气相渗透和树脂浸渍裂解法制备了密度约1.35 g/cm 3的热解碳C/C、热解碳+树脂碳C/C两种坯体,再经反应熔渗获得C/C-SiC复合材料,分析了不同碳基体组分C/C材料的熔渗特性及其微结构、拉伸性能及氧乙炔烧蚀性能的变化规律。结果表明:相比热解碳的“薄壳”型孔隙结构,树脂碳的“狭缝”型孔结构增大了液Si与碳基体的接触面积,提高了熔渗动力,获得致密度和SiC含量高的C/C-SiC复合材料,提升抗烧蚀性能,在氧乙炔火焰下经400~600 s烧蚀的线烧蚀率降低24%,但树脂碳对液Si的诱导渗透增加了骨架承载体的损伤,使树脂碳+热解碳基C/C-SiC复合材料室温拉伸强度(104±3)MPa低于热解碳基C/C-SiC的(118±3)MPa。

熔渗法制备颗粒增强铝基复合材料的工艺评述

本文介绍了合金熔体自浸渗法制备颗粒增强铝基复合材料的工艺原理 ,总结讨论了各种不同类型熔渗工艺的特点 。

低温反应熔渗工艺制备AlN-SiC复相陶瓷及其性能研究

AlN-SiC复相陶瓷力学性能好、导热性与抗高温氧化性能优异,作为纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料具有良好的应用前景。本研究以Si-Al合金为熔渗介质,多孔C-Si_(3)N_(4)为熔渗预制体,对低温反应熔渗制备AlN-SiC复相陶瓷及其性能展开研究。研究发现Si-Al合金形态对反应熔渗过程存在着重要的影响:以Si-Al合金粉末作为熔渗介质时,反应熔渗过程中在Si-Al/C-Si_(3)N_(4)界面处将原位形成一层致密的Al–O阻挡层,从而严重阻碍Si-Al熔体向C-Si_(3)N_(4)预制体内部的渗透,使反应熔渗过程难以进行;以Si-Al合金锭作为熔渗介质时,Si-Al熔体可以深入渗透到多孔C-Si_(3)N_(4)预制体内部,并通过进一步反应,原位形成致密的AlN-SiC复相陶瓷。材料性能测试表明,所得材料的力学和热学性能与其内部残余硅含量关系密切。随着残余硅含量降低,材料强度明显提升,而热导率有所下降。含质量分数4%残余硅的AlN-SiC复相陶瓷,抗弯强度达到320.1 MPa,热导率达26.3 W·m^(–1)·K^(–1),材料的强度几乎与传统反应烧结SiC陶瓷相当,并深入探讨了出现上述现象的本质原因。本研究对低温熔渗工艺制备SiCf/AlN-SiC复合材料具有重要的指导意义。

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。

退火对熔渗法制备W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料组织和性能的影响

在1 250℃熔渗3 h制备了W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料,在700~1 000℃不同温度下对其进行高温退火处理,通过SEM对退火后复合材料表面和断口形貌进行表征,采用维氏硬度计、He检漏仪、激光导热仪、热机械分析仪和弯曲力学性能试验机对退火后复合材料的性能进行检测。研究结果表明:退火后复合材料与未退火样品具有相同的组织均匀性,退火降低了组织中的残余应力,使得W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料的热导率得到明显改善;退火对复合材料的热膨胀系数影响很小。900℃退火1h后W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料的热导率提升至最高197.67W/(m·K),热膨胀系数为6.9×10^(-6)/K,室温弯曲强度为1 169.7 MPa。

高温发汗自润滑复合材料真空熔渗过程的动力学分析

阐述了熔融固体润滑剂熔渗微孔预制体的熔渗原理,通过对微孔预制体孔隙特征的统计学分析和熔渗过程的动力学分析,建立了熔渗饱和度和熔渗压力的表达式,分析了影响熔渗质量及熔渗过程的主要因素,讨论了可改进熔渗工艺的几个问题。试验表明,基于熔渗过程的动力学分析,以60Sn40Pb-10Ag-0.3RE复合固体润滑剂熔渗的TiC-Fe-Cr-W-Mo-V系微孔预制体可以很好地实现预制体与固体润滑剂的熔渗复合,是制备高温发汗自润滑复合材料的有效途径。

触头材料液相熔渗过程分析与控制

对触头材料的熔渗机理、熔渗过程进行了详细的分析 ,并以制造 Cu Cr50和 Cu W系触头为例 ,提出了确定触头材料熔浸过程工艺参数的原则和方法 :确定烧结工艺参数时要兼顾氧化膜的去除、保证骨架强度和孔隙通道 ,要考虑不同粉末粒径及生坯特性 ;而确定熔渗工艺参数时则要考虑骨架金属粉末的粒径、生坯的高度、牌号及熔渗剂熔点。

熔渗法制造铜钨系触头中熔渗时间的确定

本文从理论上推导了熔渗法制造铜钨系触头时熔渗时间和毛坯高度之间的关系 h=kt1 /2 ,并以Cu W70为例具体说明了用实验来确定 h=kt1 /2中系数

熔渗法制备Ti_3SiC_2陶瓷中硅的熔渗时间研究

以Ti/TiC/Si粉末为原料,采用液态熔渗硅方法制备出高纯的Ti3SiC2材料,并且从理论上推导液态熔渗硅方法制备Ti3SiC2陶瓷材料时熔渗时间与预制骨架高度之间的关系式,并通过熔渗实验进一步验证该关系式的可靠性。研究表明,熔渗时间随熔渗高度与熔渗温度的改变而变化。在保证毛细管力的前提下,毛细管半径越大,熔渗速度越快,熔渗时间越短。

熔渗制备B_4C-MgSi复合材料的熔渗动力学、微观结构及力学性能

采用真空熔渗法在1000℃的温度下向多孔碳化硼基体中熔渗Mg-Si共晶合金制备碳化硼-镁基合金(B_4CMgSi)复合材料。理论计算表明,1000℃下,熔融Mg在多孔碳化硼中的熔渗深度随时间延长而增加,熔渗速度先快后平稳,60min可达2.2cm以上,相同条件下MgSi合金比纯Mg渗透得更深。采用X射线衍射仪对B_4C-MgSi复合材料的相组成结构进行分析,采用SEM对B_4C-MgSi复合材料的显微组织结构进行观察,并对B_4C-MgSi复合材料的力学性能进行研究。结果表明:B_4C-MgSi复合材料主要由B_4C、SiC、Si和Mg2Si相组成,B_4C-MgSi复合材料熔渗前具有许多连通的孔隙,熔渗后孔隙被充分填充,致密度达到98%以上。复合材料的洛氏硬度高达71.3±3.3HRA,抗弯强度为285.81±11.32MPa,断裂韧性比单一碳化硼提高1倍,达到5.27±0.53MPa·m1/2。B_4C-MgSi复合材料的断裂方式是一种脆性断裂与韧性断裂相结合的混合断裂模式,不再是碳化硼基体单一的脆性断裂。

反应熔渗法制备C/C-ZrC-Cu复合材料的组织结构与力学性能

用多孔C/C复合材料作骨架,以Zr-Cu混合粉末作为熔渗剂,通过反应熔渗制备C/C-ZrC-Cu复合材料。利用X射线衍射仪、扫描电镜及能谱分析等分析材料的组织结构,采用三点抗弯试验测定材料的弯曲性能,并研究Zr-Cu熔渗剂中的Zr含量对C/C-ZrC-Cu复合材料组织与力学性能以及断裂行为的影响。结果表明:C/C-ZrC-Cu复合材料的物相组成为ZrC,Cu,Zr和C相,其中ZrC和Cu相在材料中连续分布,炭纤维周围包裹ZrC层;随Zr-Cu熔渗剂中Zr含量增加,复合材料中ZrC的含量先增加后减少,而Cu的含量一直降低;熔渗剂组成为Cu-50%Zr时,材料具有最高的弯曲模量和韧性因子,采用Cu-60%Zr熔渗剂时,材料具有最高的硬度(HV)和抗弯强度,分别为169.4和267.4 MPa;C/C-ZrC-Cu复合材料的断裂方式为假塑性断裂,断裂机理与ZrC相、富Cu相的含量和分布以及材料的致密度有关。

熔渗和液相法烧结Mo-Cu合金的组织和性能

研究熔渗和液相烧结法制得Mo-Cu合金的显微组织、电导率、致密度、热导率。结果表明,Mo-Cu合金组织两相分布均匀,钼颗粒之间相互连接。球磨过程中引入杂质Fe,形成新相Fe2Mo3,导致导热系数降低,球磨处理后的烧结试样密度都很高。随成型压力增大,合金径向收缩率减小,相对密度、硬度和电导率几乎不变。

反应熔渗法制备C/C-SiC复合材料及其影响因素的研究进展

本文比较了C/C -SiC复合材料的三种主要制备方法 ,主要介绍了反应熔渗法制备工艺 ,以及液Si渗入C/C多孔体、液Si与固体C反应和C/C -SiC复合材料性能的主要影响因素 。

SiCp/Al复合材料的离心熔渗法制备及其性能

研究了反应离心熔渗法制备高体积比SiCp/Al复合材料的工艺过程及其抗弯强度。结果表明 :通过适当的粒度配比 ,可在低温、低离心力下熔渗制备组织均匀的高体积比SiCp/Al复合材料 ,SiC颗粒体积分数可达到 63 % ;复合材料的强度在很大程度上依赖于SiC颗粒尺寸及界面反应程度 ,合适的界面结合及细SiC颗粒的掺入有利于复合材料强度的提高 ;基体热处理改变了SiC颗粒所受应力状态 ,提高了复合材料的强度 ,其最高值可达 5 19MPa。

熔渗-焊接法制备W/Cu功能梯度材料的研究

采用熔渗－焊接法经过梯度W骨架制备，渗Cu及热压焊接三个步骤制备出W／Cu功能梯度材料。并对W／Cu梯度过渡层的显微结构进行了观察．

熔渗法制备C/C-Cu复合材料的力学性能

以炭纤维(Cf)针刺整体毡为预制体,分别采用化学气相渗透(Chemical vapor deposition,CVI)和浸渍炭化(Impregnation and carbonization,I/C)制备不同密度和基体炭的C/C坯体;通过添加Ti元素改善熔融Cu与C/C坯体的润湿性。采用真空熔渗法制备C/C-Cu复合材料。对复合材料的力学性能及其与坯体之间的关系进行研究,并与常用滑板材料的力学性能进行比较。结果表明:随着坯体密度的增加,复合材料的抗弯强度下降,而坯体密度为1.4 g/cm3的复合材料的冲击韧性达到最大值。与用I/C坯体制备的复合材料相比,用CVI坯体制备的复合材料具有更高的强度和韧性,其弯曲曲线呈"假塑性"断裂特征,断裂时纤维从热解炭层或熔渗金属相中拔出,熔渗金属相呈"韧窝状"的塑性断裂形貌。冲击断裂时,复合材料倾向于沿TiC/熔渗金属界面断裂。C/C-Cu复合材料的抗弯强度为180～300 MPa、冲击韧性高于3.5 J/cm2,优于常用滑动电接触材料的性能,是一种极具潜力的新型滑动电接触材料。

反应熔渗法制备C/C-SiC复合材料及其反应机理和动力学的研究进展

对反应熔渗法制备C/C SiC复合材料过程中Si的渗入行为以及Si/C的反应机理和动力学进行了综合评述。分析了高温下Si的密度、粘度、表面张力及Si/C润湿角对渗入能力的影响。概括了Washburn公式及其改进模型在液Si渗入行为方面的研究进展,给出了渗入时间、SiC生成速率与渗入高度之间的关系。对控制Si/C反应的溶解沉淀机理和扩散机理进行了阐述,总结分析得出:不同阶段Si/C反应发生的区域不同,因而控制反应的机理也不同。最终的SiC相是由不同反应机理共同作用形成的。

反应熔渗法制备C／C-SiC材料的组织结构及性能

采用液相气化热梯度CVI法制备C/C材料,并通过反应熔渗法制备出密度为2.13～2.28g/cm3的C/C-SiC复合材料。用X射线衍射仪和光学显微镜分析C/C-SiC的显微组织结构,并对其力学性能(弯曲强度、压缩强度、硬度、断裂韧性)和摩擦磨损性能进行了研究。结果表明:反应熔渗法制备的C/C-SiC材料由C、SiC和Si组成;C/C多孔体的密度越低,得到的C/C-SiC材料密度越高。石墨化处理使C/C-SiC材料的弯曲强度由203～275MPa降低到150～210MPa,压缩强度由463～607MPa降低到403～536MPa,但材料的断裂韧性由6.6～8.5MPa·m1/2提高到7.3～9.2MPa·m1/2。在C/C-SiC盘与SiC销配对的滑动摩擦试验中,摩擦系数为0.19;石墨化处理可使摩擦系数降低到0.14～0.15,但平均体积磨损速率由3.4×10-3～5.0×10-3mm3/h增大到7.9×10-3～9.8×10-3mm3/h。

浆料浸渍结合反应熔渗法制备2D C/SiC-Zr B_2复合材料

利用XRD,SEM,EDS研究浆料浸渍结合反应熔渗法制备2D C/SiC-ZrB2复合材料的组成与结构,并测定了复合材料的弯曲强度。结果表明:采用单向加压依次渗入ZrB2微粉和酚醛树脂,能很好地将ZrB2微粉和树脂渗入到纤维束间,但熔融Si难以渗入到试样内部,复合材料的开气孔率和室温弯曲强度分别为18.3%和110MPa。采用ZrB2浆料真空浸渍,沉积碳基体后进行熔融渗Si,复合材料的开气孔率和室温弯曲强度分别为5.5%和230MPa。