CdS-Ti2C复合材料的制备及其光催化还原Cr(Ⅵ)研究

以Ti2AlC为原料,通过HF选择性刻蚀合成Ti2C二维层状材料,再通过湿化学法制备CdS-Ti2C复合材料.对材料进行表征发现,HF会对Ti2AlC中Al进行刻蚀,得到过渡金属二维材料;CdS与Ti2C复合时,CdS以粒子形式与Ti2C复合.以光催化还原Cr(Ⅵ)为模型反应,研究CdS-Ti2C复合材料的光催化性能.研究发现,与CdS相比,CdS-Ti2C复合材料光催化还原Cr(Ⅵ)的活性显著提高.与此同时,对CdS-Ti2C进行煅烧处理,发现300℃煅烧处理的CdS-Ti2C相比于150℃煅烧处理的CdS-Ti2C光催化还原速率下降更加明显,说明Ti2C载体和不同的煅烧温度对光催化活性有一定影响.

MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料的制备及电化学性能研究

利用水热法合成了MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料,采用SEM、XRD、XPS和电化学工作站对所制样品的形貌、结构、成分和电化学性能进行了表征。结果表明,当Ti3C2Tx引入量为30 mg时,所制MoS2/Ti3C2Tx异质复合电极具有最优的电化学性能和较好的循环稳定性,在1 A/g电流密度下的比电容达到262.54 F/g,且经10 000次循环后仍保持82.1%的初始比电容。

一锅法制备MgO/蓝藻基碳介孔复合材料及CO_(2)吸附性能研究

采用一锅法,以KOH活化后的蓝藻粉为碳源,以六水硝酸镁为镁源,通过简单研磨固相反应,成功制备了MgO/C复合材料,并探究了镁源和碳源的投料比对介孔MgO/C复合材料结构的影响,同时采用X-射线衍射法、N_(2)等温吸脱附曲线法、扫描电镜法、红外光谱法、拉曼光谱法等现代技术对复合材料的组织结构进行表征。结果表明,MgO/C复合材料具有介孔结构,随着MgO负载量的增加,复合材料的比表面积和孔容下降;CO_(2)等温吸附性能研究表明,氧化镁与碳复合后对CO_(2)吸附能力有明显的改善,样品的孔结构对CO_(2)吸附能力有一定程度影响。

C/C复合材料SiC-TaSi_2/MoSi_2抗氧化复合涂层研究

采用包埋技术在C/C复合材料表面制备SiC-TaSi_2/MoSi_2抗氧化复合涂层,通过恒温氧化实验以及X射线衍射(XRD)分析、扫描电镜(SEM)观察及能谱(EDS)分析,研究了包埋粉料中Ta,Mo含量对复合涂层微观结构和高温抗氧化性能的影响.结果表明,Ta,Mo摩尔比为1:1时所制备的复合涂层具有相对较大的厚度和较为致密的结构,氧化过程中在该涂层表面形成致密和稳定的玻璃态SiO_2保护膜.在1500℃氧化326h和经过23次1500℃至室温间的急冷急热后,带有该涂层的C/C试样失重仅为0.97%,表明该涂层具有优异的抗氧化和抗热震性能.

C/C复合材料MoSi_2-Mo_5Si_3/SiC涂层的制备及组织结构

采用化学气相反应法和料浆刷涂反应法,在C/C复合材料表面制备了MoSi_2-Mo_5Si_3/SiC复合涂层,借助X射线衍射仪、扫描电镜及能谱等分析手段,对涂层的形成、组织结构进行了研究,并初步考察了涂层的高温抗氧化性能.结果表明:制备的复合涂层厚度为400μm左右,主要由β-SiC、MoSi_2及少量的Mo_5Si_3组成.1350℃等温氧化10h后,复合涂层试样的氧化失重率只有1.21%,明显低于C/C复合材料SiC单涂层试样,其高温抗氧化性能得到明显的提高.因此,与C/C复合材料SiC单涂层相比,经封填改性制得的复合涂层结构更致密,具有良好的高温抗氧化性能.

2维C/SiC复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征

通过单向拉伸和分段式加载-卸载实验,研究了二维编织C/SiC复合材料的宏观力学特性和损伤的变化过程。用扫描电镜对样品进行微观结构分析,并监测了载荷作用下复合材料的声发射行为。结果表明:在拉伸应力低于50MPa时,复合材料的应力-应变为线弹性;随着应力的增加,材料模量减小,非弹性应变变大,复合材料的应力-应变行为表现为非线性直至断裂。复合材料的平均断裂强度和断裂应变分别为234.26MPa和0.6%。拉伸破坏损伤表现为:基体开裂,横向纤维束开裂,界面层脱粘,纤维断裂,层间剥离和纤维束断裂。损伤累积后最终导致复合材料交叉编织节点处纤维束逐层断裂和拔出,形成斜口断裂和平口断裂。

浆料浸渍法制备C/C-SiC-ZrB_2超高温复合材料及其烧蚀性能研究

采用浆料浸渍法引入ZrB2微粉作为耐超高温相,以炭纤维为增强体,以热解炭和SiC为基体,制备了ZrB2含量不同的耐超高温C/C-SiC-ZrB2复合材料;通过电弧风洞考核材料的抗烧蚀性能,通过XRD、SEM和EDS分析材料的烧蚀机理。结果表明:在Ma 6电弧风洞条件下,C/C-SiC-ZrB2复合材料的抗烧蚀性能优于C/C-SiC,且随着ZrB2含量的增加,抗烧蚀性能随之提高;在高温阶段形成的ZrO2-SiO2玻璃态熔融层起到了抗氧化烧蚀的作用。

C/C复合材料防氧化涂层SiC/SiC-MoSi_2的制备与抗氧化性能

采用包埋法和涂刷法在C/C复合材料表面依次制备了SiC内涂层和SiC-MoSi_2外涂层,借助XRD与SEM对涂层的微观结构句进行了分析,研究了涂覆后的C/C复合材料在高温静态空气中的防氧化性能.结果表明:SiC/SiC-MoSi_2复合涂层有效缓解了MoSi_2与C/C热膨张不匹配问题,涂层无裂纹;复合涂层在900和1500℃静态空气环境下均可对C/C复合材料有效保护100 h以上;涂层的多层、多相结构以及在高温氧化后表面生成的SiO_2薄膜是其具有优异防氧化性能的原因.

2D C/SiC复合材料在1300℃水氧环境下的疲劳行为研究

采用应力比为0．1，频率为3Hz的正弦波分别在室温和1300℃水氧环境对2DC／SiC复合材料进行了拉一拉疲劳试验．结果表明，若取循环基数为10^5，室温和高温水氧环境下的疲劳极限分别为244．8MPa和93．3MPa，高温下的水氧腐蚀是材料失效的主要原因．根据疲劳断口特征分析得出以下结论：在高温水氧环境下，足够大的外载荷将会显著削弱SiO2层的封填裂纹效果，导致氧化性气氛通过外力拉开的微裂纹扩散进入材料内部．外载荷越大，气体在材料内部的扩散越快，复合材料的疲劳寿命越短。

电流对Mo_2C改性C/C-Cu复合材料载流摩擦磨损性能的影响

通过对炭/炭坯体Mo_2C涂层改性并熔渗Cu制备了Mo_2C改性C/C-Cu复合材料,测试复合材料的载流摩擦磨损性能,研究电流强度对复合材料载流摩擦磨损性能的影响.结果表明电流由0增大至15A时,摩擦系数先减小后增大,5A时达最小值;复合材料体积磨损率逐渐增大;对偶磨损量在0~7.5A范围内较低,然后随电流增大而逐渐增大.电流较低时,磨损机制以磨粒磨损为主,随电流增大氧化磨损及黏着磨损程度提高,电流高至15A时,表现出了较明显的电弧侵蚀作用.

聚合物浸渍裂解法制备C/C-ZrC-SiC-ZrB2复合材料及其性能研究

以有机ZrC、ZrB2前驱体和聚碳硅烷的混合溶液为浸渍前驱体,利用聚合物浸渍裂解法(PIP)制备了C/C-ZrC-SiC-ZrB2复合材料,并对材料的微观形貌、弯曲和烧蚀性能进行了研究。研究结果表明:利用该方法可制备出陶瓷相填充充分且分布均匀的C/C-ZrC-SiC-ZrB2复合材料。材料的弯曲强度为126.31 MPa,断面有大量的纤维束拔出,表现出良好的假塑性断裂模式。经过120 s氧–乙炔烧蚀,材料无明显烧蚀,其线烧蚀率和质量烧蚀率分别为–2.50×10-4mm/s和–1.33×10-4g/s。在材料表面不同区域形成不同的保护层,不仅能够降低氧气和热流向材料内部扩散,还具有弥补缺陷的作用,使材料表现出优异的抗烧蚀性能。

Mo_2C改性涂层制备温度对C/C-Cu复合材料组织和性能的影响

以仲钼酸铵为反应物,采用熔盐法在低密度C/C复合材料孔隙表面制备Mo2C涂层,改善Cu与C/C坯体的润湿性,然后通过无压熔渗Cu制备C/C-Cu复合材料,研究了Mo2C改性层制备温度对Mo2C涂层和C/C-Cu复合材料组织结构及性能的影响。结果表明:Mo2C涂层在坯体内部孔隙表面分布均匀,且与炭基体和Cu均有良好的界面结合。在950~1150℃范围内,随涂层反应温度的提高,Mo2C层厚度由2.0μm逐渐增大到6.5μm,C/C-Cu复合材料的密度逐渐增大,电阻率逐渐降低;抗弯强度呈现先增大后减小趋势,在涂层反应温度为1000℃时呈现最大值251.83 MPa。复合材料的摩擦因数均随磨损时间延长先增大后减小并趋于稳定。随着Mo2C涂层制备温度的提高,复合材料的摩擦因数逐渐增大,体积磨损率先减小后增加,在Mo2C涂层反应温度为1000℃时,复合材料的磨损率最低。

Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料的高温稳定性

通过对Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料在1000℃进行长期时效和氧化实验,分别考察了该材料的高温相稳定性和化学稳定性．结果表明,经1000℃长期时效后,Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料中的Cr_3C_2强化相保持稳定,而基体中则析出一定量的γ相,该相的析出强化了Ni_3Al基体,从而使得复合材料的硬度得到进一步提高．Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料具有优良的高温抗氧化性能,其表面形成以α-Al_2O_3为主的致密氧化膜,在空气中的氧化速率仅为Ni_3Al合金的1/2．分析队为,Cr_3C_2在堆焊过程中发生溶解,导致部分Cr固溶于Ni_3Al合金基体中,促进了α-Al_2O_3的形成,从而改善了复合材料的抗氧化性．Cr_3C_2具有良好的高温化学稳定性并与Ni_3Al基体有较好的氧化协同性,从而可得到基体有力支撑以发挥抵抗磨损的作用．优良的高温稳定性使得Cr_3C_2/Ni_3Al复合材料适于在1000℃的高温环境下长期服役．

BNi2+TiH_2复合钎料钎焊C/C复合材料与GH99镍基高温合金

采用BNi2+TiH2复合粉末钎料成功实现C/C复合材料与GH99镍基高温合金的钎焊,对焊后接头界面组织及力学性能进行了分析.结果表明,焊后接头典型界面结构为C/C复合材料/Cr3C2+MC+Ni(s,s)/MC+Ni(s,s)/Ni3Si+Ni(s,s)/Cr3C2+MC+Ni(s,s)/GH99高温合金.钎料中加入TiH2,可促进C/C复合材料母材的溶解,并在钎缝中部形成MC碳化物颗粒.随着TiH2含量的增加,钎缝中部MC形态由细小弥散向大片状转变.当TiH2含量为3%时,接头室温及800,1 000℃高温抗剪强度最高,分别可达40,19及10 MPa,接头强度高于BNi2钎料钎焊接头强度,并可有效保证接头高温使用性能.

硅钼含量对C/C复合材料SiC-MoSi_2涂层结构和高温抗氧化性能的影响

采用两步包埋法在C/C复合材料表面制备SiC-MoSi2抗氧化复合涂层,通过恒温氧化实验以及X射线衍射分析、扫描电镜观察,研究了包埋粉料中硅钼含量对复合涂层微观结构和高温抗氧化性能的影响。结果表明,随着包埋粉料中硅钼比的减小,涂层的厚度和致密性先增加后减小,硅钼质量比为6∶1时所制备的复合涂层具有较大的厚度和较为致密的结构,且MoSi2含量相对较高,体现出优良的抗氧化和抗热震性能,在1 500℃氧化87.3 h和经过9次1 500℃室温急冷急热后,带有该涂层的C/C试样失重仅为3.22%。穿透性裂纹的形成是长时间氧化后涂层失效的主要原因。

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。

基体改性C/C-HfC-HfB_2-SiC复合材料抗烧蚀性能研究

以碳化铪有机前驱体、硼化铪有机前驱体和聚碳硅烷混合溶液为浸渍剂,采用化学气相渗透(CVI)和液相浸渍-裂解(PIP)工艺制得了准3D C/C-HfC-HfB2-SiC碳陶复合材料。采用电弧风洞结合扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射分析(XRD)对复合材料的结构及氧化失效行为进行了初步探讨。结果表明,高密度的基体改性C/C-HfC-HfB2-SiC复合材料具有良好的抗烧蚀性能,复合材料在2 300 K/600 s电弧风洞(含水5%)试验条件下的质量烧蚀率和线烧蚀率分别仅为1.22×10-6g/(cm2·s)和1.33×10-5mm/s。密度和温度对复合材料抗烧蚀性能影响较大,密度从2.63 g/cm3增加到3.75 g/cm3时,复合材料在2 300 K条件下的线烧蚀率降低了3个数量级,当温度从2 300 K升高的2 400 K时,高密度复合材料的线烧蚀率增加了约1 000倍,烧蚀过程中较高密度的复合材料表面容易形成更为致密的氧化膜是其具有良好的抗氧性能的重要因素。

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。

C/C复合材料ZrB_2-SiC基陶瓷涂层制备及烧蚀性能研究

为提高C/C复合材料的抗烧蚀性能,采用两步刷涂-烧结法制备了ZrB2-SiC基陶瓷涂层。首先利用反应烧结制备ZrB2-SiC-ZrC过渡层,并在此基础上制备了ZrB2-20%SiC-5%Si3N4、ZrB2-15%SiC-20%MoSi2、ZrB2-15%SiC-20%TaC 3种外涂层。利用XRD和扫描电镜研究了涂层的相组成和显微形貌,并采用氧乙炔焰烧蚀仪测试了涂层在2 500℃、60 s的抗烧蚀性能,探讨了涂层的高温烧蚀机理。结果表明:利用反应烧结制备的过渡层与基体结合紧密,且与外涂层无明显分层现象,起到了良好的过渡作用;由于Si3N4及MoSi2起到了烧结助剂作用,使ZrB2-20%SiC-5%Si3N4、ZrB2-15%SiC-20%MoSi2外涂层结构较为致密;ZrB2-20%SiC-5%Si3N4、ZrB2-15%SiC-20%MoSi2涂层表现出了较好的抗烧蚀性能,其中ZrB2-20%SiC-5%Si3N4涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0.075 mm/s、0.008 1 g/s,ZrB2-15%SiC-20%MoSi2涂层线烧蚀率及质量烧蚀率分别为0.018 mm/s、0.0064 g/s,而ZrB2-15%SiC-20%TaC涂层由于结构较为松散,未能起到有效的氧化防护,导致涂层被烧穿。

HfB_2-HfC-SiC改性C/C复合材料的超高温烧蚀性能研究

目的制备HfB_2-HfC-SiC复相陶瓷改性C/C复合材料,并探究该材料的超高温烧蚀性能。方法采用化学气相渗透结合前驱体浸渍热解工艺制备HfC-SiC复相陶瓷改性C/C复合材料(C/C-HfC-SiC)和HfB_2-HfC-SiC复相陶瓷改性C/C复合材料(C/C-HfB_2-HfC-SiC),采用大气等离子烧蚀实验研究材料的超高温烧蚀性能。结果C/C-HfC-SiC和C/C-HfB_2-HfC-SiC复合材料2200℃线烧蚀率分别为1.54×10^(-3),1.38×10^(-3)mm/s。结论复合材料具有独特的微结构特征,亚微米级的HfB_2和HfC基体均匀弥散分布在SiC基体中。复合材料表面原位生成的液相SiO_2和固相HfO_2复合氧化物膜,既可以抵抗高速气流的冲蚀,又可以抵抗氧化性气氛的向内扩散,是复合材料具有优异超高温抗烧蚀性能的主要原因。