真空浸渍制备膨胀石墨基C/C复合材料及其甲醛吸附性能

以蔗糖为炭源,磷酸为活化剂,采用真空浸渍法经炭化、活化制得膨胀石墨基C/C复合材料。采用SEM、氮气吸脱附法、TG和TEM等测试手段,研究了磷酸/蔗糖质量比(Xp)、蔗糖浓度对复合材料孔结构和比表面积的影响,利用FTIR和Boehm滴定法对复合材料表面的化学官能团进行表征,并考察了C/C复合材料对甲醛的吸附能力。结果表明:膨胀石墨基C/C复合材料含有大量的微孔、一定量的介孔和大孔,表面含有丰富的含氧官能团,有利于对甲醛极性分子的吸附。在Xp=1.0、蔗糖溶液浓度为30%(质量分数)时所制得的膨胀石墨基C/C复合材料比表面积最高,达到2112m2/g,孔容为1.08mL/g,其对甲醛的吸附量为854mg/g,较同工艺制备的活性炭提高了26.9%。

基于激光加热和DIC技术的C/C复合材料热膨胀系数测量实验

针对传统的热膨胀系数测量方法实验时间长、测试温度低及难以适用于有氧环境等缺点,提出了基于连续激光加热和数字图像相关技术联用实现C/C复合材料高温升速率下的热膨胀系数测量方法。实验分别获取了激光诱导高温升率有氧环境下针刺型和3维编织型两类C/C复合材料从室温至约1000℃的热膨胀系数。研究结果表明,针刺型和3维编织型C/C复合材料的热膨胀系数随着温度的升高虽然存在一定的差异,但在纤维增强的方向热膨胀系数总体较小。提出的热膨胀系数测量方法具有实验效率高、温升速率高、适合有氧环境等优点,可用于表征C/C复合材料等耐高温材料的高温热力学性能。

石墨化处理对双层热解炭基2D C/C复合材料微观结构的影响

综合采用偏光显微镜(PLM),X射线衍射仪(XRD),扫描电子显微镜(SEM),高分辨透射电子显微镜(HRTEM)等分析方法,逐层研究了2500℃高温石墨化(HTT)处理前后双层热解炭基2D C/C复合材料的不同织构以及纤维-基体界面的变化。结果表明:HTT处理后,d002值减小,石墨化度显著提高;内层低织构热解炭的断口微观形貌与晶格条纹几乎没有变化,而外层高织构热解炭晶格条纹更加平直,尤其是发现层间裂纹密度明显增大,使得处理后的高织构热解炭在受力时,裂纹易于在层间扩展和偏转,因此可有效提高材料的韧性;同时,纤维-基体界面发生弱化也是提高材料韧性的另一机制。HTT处理前后试样的三点弯曲力学性能试验结果证实了以上机制。

基体改性C/C复合材料在高温下的热膨胀规律

对基体改性前后C/C复合材料在高温下的热膨胀系数随温度的变化规律进行了研究。结果表明,基体改性前C/C复合材料在高温下的热膨胀系数随温度的变化完全符合碳素材料的一般线性变化规律,而基体改性后C/C复合材料在高温下热膨胀系数随温度的变化在900℃以前为线性关系,在900～1500℃之间为指数关系。通过数学推导与实验验证,证实了这种关系的合理性与可靠性,这对于改善C/C复合材料与其抗氧化涂层之间热膨胀系数的匹配程度,全面提高C/C复合材料的高温抗氧化性具有一定的指导意义。

C_(60)-羟丙基-β-环糊精包络化合物/石墨烯纳米复合材料光催化固氮反应

通过主、客体反应合成了水溶性的C60-羟丙基-β-环糊精包络化合物,负载在石墨烯表面制备了C60-羟丙基-β-环糊精包络化合物/石墨烯纳米复合材料光催化剂。在常温常压条件下,该催化剂在紫外光照射下成功地将N2还原为NH3,计算出固氮反应的平均转化数(TON)为2.2,平均转化频率(TOF)为0.7h-1。C60-羟丙基-β-环糊精包络化合物/石墨烯纳米复合材料为常温常压下固氮反应提供了一种新型光催化剂,并为合成氨的研究提供了一条新思路。

用于钎焊C/C复合材料的稀土改性还原氧化石墨烯增强AgCuTi复合钎料

为了解决钎焊接头中脆性化合物的形成问题,我们设计了一种创新性的稀土改性还原氧化石墨烯增强AgCuTi复合钎料,进而获得了以Ag-Cu共晶为主要组织且脆性化合物生成量合适的钎焊接头。对比分析了有无稀土Ce改性的复合钎料的成分和显微组织,结果表明,经Ce改性后的还原氧化石墨烯在钎料中更加均匀分散。比较了分别采用有无Ce改性的钎料钎焊C/C复合材料-C/C复合材料接头的界面微观结构,并研究了石墨烯含量对接头组织和性能的影响。结果表明,由于经Ce改性的钎料中的还原氧化石墨烯分散性更好,从而细化了焊缝组织,且物相分布更均匀,使得接头的剪切强度明显提高。当石墨烯含量为0.5 wt.%时,使用Ce改性的钎料所得钎焊接头的平均剪切强度最高,为31.82 MPa,提高了50%。

膨胀石墨-活性炭负载CeO_2/TiO_2复合材料的制备及其处理苯酚的性能

采用沉淀工艺制了CT(CeO_2/TiO_2)催化剂粉,以膨胀石墨基炭/炭复合材料(EGC)为基体,将CT粉以碳膜包覆的形式引入EGC表面,制得了EGC负载CT催化剂粉的CT/EGC复合材料,研究了其对苯酚的处理性能。结果表明:铈钛物质的量比为0.002的CT催化剂粉处理苯酚的效果最好;CT/EGC处理苯酚溶液时,CT粉的光催化能力与EGC的吸附作用存在协同效应,提高了复合材料对苯酚的处理效果。

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。

SiC-ZrC复相超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究进展

SiC-ZrC复相超高温陶瓷改性C/C复合材料的制备工艺原理与单一陶瓷相改性C/C复合材料的工艺原理基本相同,但SiC-ZrC复相陶瓷具有耐高温、温域宽(1600~2500℃)、抗氧化、工艺适应性好等优点,在测试和应用中表现出优异的力学性能和抗烧蚀性能,能够有效填补目前高温段热防护材料的空缺,因此已经成为C/C复合材料基体掺杂改性的重要选择,在航天飞行器防热领域极具应用潜力。本文针对C/C-SiC-ZrC复合材料的发展潜力和应用空间,从制备工艺、结构特征以及性能特点三个方面综述了C/C-SiC-ZrC复合材料当前的研究进展,分析了制备工艺对复合材料微结构和性能的影响规律,提出了基于工程应用C/C-SiC-ZrC防热材料的发展建议。

C/C复合材料石墨化度的喇曼光谱表征

采用显微激光喇曼光谱及XRD测量、表征了C/C复合材料中炭纤维、沥青炭及CVD热解炭经不同温度石墨化处理后的结构参数.结果表明:在3种炭材料的喇曼图谱上都有2个散射强度峰-D峰和G峰,峰位分别位于喇曼位移约1333及1584cm-1处,随石墨化处理温度改变,2峰峰位没有变化,但2峰相对强度却发生变化.将D峰相对于G峰的强度R的倒数R-1与XRD法得到的石墨化度g比照,发现2者存在一一对应关系,符合公式:g=1-exp[-2.11(R-1-0.34)].

C/C复合材料及高强石墨高温摩擦磨损性能对比研究

采用MG-2000型摩擦磨损试验机对比考察了C/C复合材料及航空发动机主轴密封环拟用材料高强石墨的高温摩擦磨损行为,采用显微激光拉曼光谱仪及扫描电子显微镜分析了C/C复合材料磨损表面组成及形貌.结果表明:具有粗糙层和光滑层复合结构的C/C复合材料的高温摩擦磨损性能明显优于高强石墨材料,适合用作航空发动机主轴密封环材料;C/C复合材料的高温摩擦磨损性能取决于磨粒磨损、粘着磨损及氧化磨损的共同作用.

短切炭纤维增强沥青基C/C复合材料的力学性能

利用模压半炭化成型工艺在大气环境下制备出了短切炭纤维增强沥青基C/C复合材料(简称SCFRC)。研究了短切炭纤维的体积分数对SCFRC材料的体积密度和力学性能的影响规律。借助光学显微镜和扫描电镜对其微观组织和断口形貌进行了观察,分析了短切炭纤维对SCFRC材料的增强机制。结果表明,当短切炭纤维的体积分数由0%增大到11.8%时,SCFRC材料的力学性能随之呈线性增加;短切炭纤维增强SCFRC材料的机制主要有裂纹偏转效应、桥联效应以及脱粘和拔出效应。

不同纤维体积分数CVI炭/炭复合材料的石墨化度

为确定不同纤维体积分数的化学气相浸渗(CVI)C/C复合材料的最佳热处理工艺,以40%、30%、25%三种不同纤维体积分数的针刺整体毡为坯体,经三次CVI后制得C/C复合材料,采用X射线衍射和拉曼光谱微区分析测试了三种不同纤维体积分数的CVIC/C复合材料试样未经热处理及经2200℃、2400℃热处理下宏观和微区石墨化度。结果表明:三次CVI热解炭均为光滑层结构,且纤维体积分数越高,C/C复合材料的石墨化度也越高;纤维与光滑层热解炭界面及两种不同热解炭界面在高温热处理时会发生应力石墨化,应力石墨化程度前者大于后者,这是纤维体积分数高的C/C复合材料石墨化度高的原因;热处理温度越高,应力石墨化程度越大。

石墨化处理对不同高织构含量C/C复合材料微结构的影响

采用化学气相沉积工艺制备出炭毡增强炭/炭(C/C)复合材料和3K炭布叠层增强C/C复合材料,并对材料进行2500℃高温石墨化处理。利用X射线衍射仪;偏光显微镜及拉曼光谱仪对所制材料进行表征。结果表明,炭毡C/C复合材料基体是单一的高织构(HT)热解炭,3K炭布叠层C/C复合材料的基体是带状组织,从纤维表面向外依次为各向同性热解炭、HT和中织构(MT)热解炭,其中HT含量低于50%;沉积态和热处理后,两种C/C复合材料都具有相似的石墨化度,且热处理后的石墨化度超过80%,但Lc值差异明显,炭纤维、MT和HT热解炭的La值均升高,其中HT热解炭升幅明显大于炭纤维和MT热解炭。HT热解炭的含量是导致这两种C/C复合材料具有相似石墨化度而Lc值却显著差异的原因。

C/C复合材料与镍基高温合金GH3128钎焊

在连接温度为1 170℃、保温时间为60 min的条件下,采用BNi2钎料对C/C复合材料和GH3128进行真空钎焊.利用扫描电镜、能谱仪和X射线衍射仪对接头的界面组织及断口形貌进行分析.结果表明,在钎焊过程中,Cr原子向C/C复合材料侧聚集,并与C原子发生反应生成Cr3C2,改善了BNi2钎料对C/C复合材料的润湿性,从而实现了C/C复合材料与镍基高温合金GH3128的良好结合;C/C复合材料/BNi2/GH3128钎焊接头区域生成Cr3C2,MC,M3Ni2Si,Cr7C3,MB等反应产物.接头的断裂位置发生在靠近C/C复合材料的焊缝区域,接头的抗剪强度为24 MPa.

C/C复合材料基体改性研究现状

基体改性是对C/C复合材料进行氧化防护的主要措施之一。综合国内外近几年的研究报道,重点介绍了3种基体改性方法,指出基体置换法将是今后的研究重点,而SiC陶瓷是比较理想的置换炭基体的材料。综述了化学气相渗透法(CVI)、先驱体转化法(PIP)和液相渗硅法(LSI)制备C/C-SiC复合材料的优点及其不足。对C/C复合材料的抗氧化研究方向提出了一些见解。

C/C复合材料与石墨材料干态摩擦磨损行为

在M 2000型摩擦磨损实验机上,以GCr15钢为配副,对石墨材料和C/C复合材料在干态条件下的滑动摩擦进行研究。结果表明:C/C复合材料的摩擦系数和体积磨损均比石墨材料的低。具有光滑层炭结构(SL)的C/C复合材料的摩擦系数和体积磨损量比具有粗糙层结构(RL)的C/C复合材料低;低密度石墨的摩擦系数和体积磨损量比高密度石墨材料高。随时间延长,RL结构的C/C复合材料摩擦系数在60、80、200N时有小幅度的增长,另三种则下降;SL结构的C/C复合材料摩擦系数除60N外基本保持平稳;石墨材料的摩擦系数随时间延长表现出增长趋势。SEM观察表明:RL结构的C/C复合材料摩擦表面随载荷增加而趋向完整,SL结构的C/C复合材料的摩擦表面随载荷增加变化不大。而高密度石墨摩擦表面比密度低的石墨完整。C/C复合材料比石墨更适宜用作航空发动机轴间密封材料。

高密度轴棒法C/C复合材料的热膨胀性能

以轴棒法4D编织预制体、高温煤沥青为前驱体,采用常压、高压相结合的液相浸渍-炭化技术制备高密度(≥1.95 g/cm3)的C/C复合材料,并研究了轴棒法编织C/C复合材料在RT^1000℃的热膨胀性能及其影响因素。结果表明,由于材料预制体编织结构与微观结构的界面裂纹具有方向性,导致了C/C复合材料热膨胀表现出明显的各向异性,径向热膨胀系数低于轴向,高温尺寸稳定性较好;轴棒法C/C材料的热膨胀行为在800℃出现拐点,拐点与材料界面裂纹愈合有关,受最终制备温度的影响很大;材料经2500℃热处理之后,拐点后延,整体热膨胀系数下降,随温度上升趋势变缓。

C/C复合材料ZrB_2-SiC基陶瓷涂层的微观结构及氧化机理

为提高C/C复合材料在高温富氧环境中的抗氧化性能,采用两步刷涂+化学气相沉积法在C/C复合材料表面制备含Si_3N_4、MoSi_2、TaC等添加剂的ZrB_2-SiC基多层复合陶瓷涂层。利用XRD和SEM等分析测试手段研究涂层的物相组成和微观结构,并分析讨论涂层在900和1500℃的等温抗氧化机理。结果表明:利用两步刷涂+化学气相沉积法制备的ZrB_2-SiC基复合陶瓷涂层整体厚度约为200μm。Si3N4、MoSi_2可很好地促进ZrB_2-SiC基氧阻挡层的高温烧结,使涂层致密化,并提高涂层在900℃的抗氧化性能;与之相比,TaC则不能很好地发挥致密化作用,对涂层在900℃时抗氧化性能的提高有限。在900℃时,ZrB_2-SiC基陶瓷涂层的氧化过程主要受氧在涂层孔隙等缺陷中的扩散所控制,添加剂主要通过改变涂层的致密化程度来影响涂层的抗氧化性能。在1500℃氧化过程中,涂层抗氧化性能恶化,但致密的化学气相沉积SiC封填层的引入可显著改善涂层在1500℃时的抗氧化性能,涂层表面生成了完整的含有ZrO_2和ZrSiO_4等高熔点颗粒的SiO_2玻璃态氧化膜,为基体提供有效的氧化防护。

3D C/C复合材料的热膨胀性能

通过测定热膨胀系数(CTE),分析了不同密度以及高温处理前后热解炭基三维编织炭/炭复合材料(3DC/C复合材料)的热膨胀行为,并与PAN基炭纤维以及热解炭的热膨胀性能作了比较。结果表明:PAN基炭纤维在1200℃以后,出现明显的负膨胀。从室温到100℃,C/C复合材料呈负膨胀状态,CTE与密度成正比;从100℃到1000℃,C/C复合材料的CTE-温度曲线基本遵循热解炭基体的热膨胀规律变化;超过1000℃以后,CTE-温度曲线出现峰值,表明热解炭的膨胀受纤维的限制。复合材料的热膨胀行为由纤维和基体二者决定。