SiC-MoSi2-Si复合梯度涂层的制备及其抗氧化性能

为了在高温下保护C/C复合材料,分别采用包埋法在C/C复合材料表面制备了SiC涂层,采用两步包埋法在C/C复合材料表面制备了SiC-MoSi_2-Si复合梯度涂层。借助X射线衍射仪、扫描电镜,背散射及能谱等分析手段,研究了涂层的结构。在氧化炉内进行氧化实验,分析发现SiC-MoSi_2-Si复合梯度涂层由SiC内层、SiC-Si中间层和MoSi_2-Si-SiC外层构成。等温氧化测试结果表明:SiC涂层在1 773 K氧化10 h后失重0.8%,而复合涂层试样在1 773 K具有良好的抗氧化性能,在1773 K下氧化10 h后不存在氧化失重,增重0.65%。增重是由于涂层氧化生成SiO_2,吸收了氧原子的原因,并且预测随着氧化的进行,由于O2在涂层中的扩散,与基体反应,试样会表现出失重。

SiC-MoSi2涂层C/C复合材料的动态氧化行为研究

C/C复合材料在使用过程中往往经受急冷急热与高温燃气冲刷。为了研究涂层C/C复合材料的动态氧化行为及失效机制,本文对SiC/MoSi 2涂层C/C复合材料试样的全温抗氧化性能以及抗冲刷性能进行测试分析.结果表明:SiC/MoSi 2涂层试样具有良好的高温抗燃气氧化冲刷性能,在经历1600℃高温燃气冲刷55.5 h,10次室温~1600℃~室温急冷急热考核后,失重率仅为7.68%;涂层试样在高温风洞中动态氧化失效的原因是位于缺陷氧化最敏感温度处的试样微区的氧化损耗最为严重,导致试样在该微区处的力学性能显著下降,使其无法承受气动载荷而发生断裂.

C/C复合材料表面SiC-MoSi_2/ZrO_2-MoSi_2抗氧化涂层(英文)

为了提高C/C复合材料在高温空气中的抗氧化性能,采用包埋法和涂刷法在C/C复合材料表面制备MoSi2-SiC/ZrO2-MoSi2涂层。借助扫描电镜和X射线衍射等测试手段对涂层的微观形貌和相组成进行分析,同时研究涂层的制备过程和高温静态空气中的抗氧化性能。结果表明：SiC-MoSi2/ZrO2-MoSi2涂层致密且无穿透性裂纹,厚度为250~300μm,具有优异的抗氧化性能,在1773K静态空气中的有效抗氧化时间为260h,这主要是由于涂层中生成了ZrSiO4,有效提高了涂层的高温稳定性。

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。

原位生成SiC-MoSi_2-TiSi_2涂层的工艺条件研究

用一次包埋法制备了C/C复合材料SiC-MoSi2-TiSi2复相陶瓷内涂层,对制备涂层的影响因素进行了分析。最终确定的制备条件为制备温度2573K,保温时间为2h,MoSi2和TiC的配比为5∶2。结果表明C/C复合材料表面SiC-MoSi2-TiSi2复相陶瓷涂层在1500℃有氧环境下氧化49h,失重仅仅2.18%,失重率为1.17×10-4g/(cm2.h),具有良好的抗氧化性能。

原位合成MoSi_2反应烧结SiC-MoSi_2复合材料

将Mo粉和Si粉按1:2的摩尔比,在聚乙烯球磨罐中球磨混合4h,然后与SiC粉按不同的比例配料,加入少量的Al_2O_3微粉和活性炭粉,再共磨混合24h;然后在20MPa的压力下压制成型,在1650℃下、氮气气氛中烧结,保温1h后自然冷却至室温。采用XRD、SEM和EDAX等手段对反应产物的物相组成、组织结构和微区成分进行了分析,结果表明:原位合成MoSi_2反应烧结SiC-MoSi_2复合材料由SiC、MoSi_2以及少量的残余硅组成;其显微组织结构疏松,颗粒堆积呈蜂窝状。根据实验结果,讨论了复合材料显微结构的形成机制,并着重对MoSi_2颗粒聚集区中的空心粒子及其周围分散的小气孔的形成机制进行了阐述。

LPCVD法制备SiC-MoSi_2涂层的形貌及沉积机理研究

为提高碳/碳复合材料抗氧化性能,以甲基三氯硅烷(MTS)为先驱体,利用低压化学气相沉积(LPCVD)技术在碳/碳复合材料表面制备SiC-MoSi2涂层,通过XRD和SEM分析了不同沉积温度下涂层结构、物相组成及其沉积机理。结果表明,沉积温度对涂层的成分、结构及致密度有较大影响,在1100～1250℃均可成功得到SiC-MoSi2涂层,1100℃所得涂层结构疏松多孔;1250℃制备的涂层中间部位孔隙较多,表层为致密SiC涂层;1150～1200℃之间可得到均匀致密、以MoSi2颗粒为分散相、以CVD-SiC为连续相的SiC-MoSi2双相陶瓷涂层。

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.

原位无压反应烧结制备SiC-MoSi_2复合材料及其性能研究

利用原位无压反应烧结方法制备了不同配比的SiC/MoSi2复合材料,分析了烧结工艺对产物的影响,研究了原位生成的SiC颗粒对MoSi2基体材料室温力学性能和显微结构的影响。结果表明:原位反应烧结制备SiC/MoSi2的工艺是可行的,反应生成的适量SiC颗粒细化了基体晶粒,改善了其力学性能;与该工艺下制备的纯MoSi2相比,含10%SiC的SiC/MoSi2复合材料室温抗弯强度提高了181%,该复合材料的强化机制为细晶强化和弥散强化,韧化机制为细晶增韧和裂纹偏转。

SiC-MoSi_2复合材料的制备及其性能的研究进展

二硅化钼(MoSi2)是目前广泛应用的一种高温材料,但低温脆性和高温抗蠕变性差限制了其应用领域,通过在MoSi2中添加碳化硅(SiC)能有效改善上述性能。本文综述了近十年来SiC-MoSi2复合材料制备方法,SiC颗粒、晶须、纤维等强韧化MoSi2材料的研究进展,并对SiC-MoSi2复合材料的其它性能进行了总结。

炭/炭复合材料MoSi_2/SiC高温抗氧化复合涂层的制备及其结构

采用两段式包埋法工艺可制得涂层结构合理的复合梯度涂层,从里到外涂层结构为:S iC过渡层→S iC致密层→M oS i2/S iC双相层→以M oS i2为主的外层。随着制备工艺中高温阶段保温时间的延长,涂层表面以M oS i2为主的薄层越连续。涂层与基体的结合以化学结合为主,并有机械结合,结合强度高。用正硅酸四乙酯对涂层表面进行封闭处理,凝胶形成的S iO2可充填涂层表面裂纹并覆盖在涂层表面。在1 500℃高温空气中氧化,未封闭处理的涂层试样表现为氧化失重,封闭处理后的试样氧化增重。

炭/炭复合材料C/SiC/MoSi_2-SiC-Si抗氧化复合涂层(英文)

采用包埋法和料浆涂刷法在C/C复合材料表面制备C/SiC/MoSi2-SiC-Si抗氧化复合涂层。通过扫描电镜(SEM)、电子能谱(EDS)以及X射线衍射(XRD)等测试手段对涂层的微观结构、元素分布及晶相组成进行分析,研究涂层试件在1873K静态空气下的抗氧化性能。结果表明:制备的复合涂层主要由MoSi2、SiC和Si构成;其在1873K静态空气下有效保护C/C复合材料达200h,带涂层的C/C复合材料试样氧化失重率仅为3.25%。涂层试样的氧化失重主要是由于涂层表面SiO2的挥发及裂纹、孔洞等缺陷的形成引起的。

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.

原位SiC颗粒增强MoSi_2基复合材料的显微组织和力学性能

本文研究了原位 ＳｉＣ颗粒增强 ＭｏＳｉ２基复合材料的组织结构和力学性能。结果表明：复合材料的组织为ｔ－ＭｏＳｉ２基体上均匀分布 β－ＳｉＣ等轴颗粒，数量很少的球形小孔隙主要分布在 ＳｉＣ颗粒内， ＳｉＣ颗粒尺寸为 ２－５ μｍ．复合材料界面为直接的原子结合，无非晶层存在．复合材料的室温维氏硬度、断裂韧性、抗压强度及高温流变应力明显高于单一ＭｏＳｉ２，随着ＳｉＣ体积分数的增加，维氏硬度、断裂韧性及高温流变应力提高，而抗压强度先增加后减少． ＳｉＣ体积分数从 １０％增加到 ４５％，ＫＩＣ从 ４．３４提高到 ５．７１ ＭＰａ·ｍ１／２；与单一 ＭｏＳｉ２相比提高了 ２５％－４６％； １４００℃时，σ０．２从 ２０％ＳｉＣ的 ２３０提高到 ４５％ＳｉＣ的 ２８５ ＭＰａ，比单一 ＭｏＳｉ２提高了 ９８％－１４６％．

原位合成MoSi_2-30%SiC复合材料的高温蠕变行为

研究了含30％SiC（体积分数）的热压原位合成MoSi2基复合材料及对比用的商用MoSi2与SiC混粉热压材料在1200-1400℃的压缩蠕变行为.结果表明,在60-120MPa应力条件下,原位合成复合材料的稳态蠕变速率都可维持在10-7s-1量级或更低的水平.高于1300℃,原位合成材料的稳态蠕变速率明显低于商用混粉材料的主要原因是MoSi2/SiC相界面为纯粹的原子结合,无SiO2非晶相存在.蠕变机制为位错蠕变,MoSi2基体中的位错类型为<110>与<100>.

ZrB_2-MoSi_2/SiC涂层C/C复合材料的制备及氧化性能(英文)

为了提高C/C复合材料的抗氧化性,在C/C复合材料基体上制备了ZrB2-MoSi2/SiC涂层。采用包埋法制备SiC中间层,采用喷涂法制备ZrB2-MoSi2外涂层。用XRD和SEM分别分析、测试所制备涂层的物相组成和显微结构,研究涂层复合材料的高温抗氧化性能。结果表明:C/C复合材料的外涂层由ZrB2、MoSi2和SiC三相组成;在1273K和1773K下分别氧化30h和10h后ZrB2-MoSi2/SiC涂层试样的质量损失分别为5.3%和3.0%,涂层表面长有纳米SiC晶须。C/C复合材料ZrB2-MoSi2/SiC涂层具有自愈合特性和良好的高温抗氧化性能。

原位合成MoSi_2/SiC复合材料的组织缺陷

ＴＥＭ和ＨＲＥＭ研究表明，原位合成ＭｏＳｉ２基复合材料的组织中，基体ＭｏＳｉ２中存在较 多的位错，而且尤以ＭｏＳｉ２与ＳｉＣ的界面处位错最为集中，ＳｉＣ颗粒的内部缺陷的主要形式为孪 晶和层错．纳米力学探针分析表明，ＭｏＳｉ２／ＳｉＣ界面附近存在明显的硬度梯度，在材料制备冷却 过程中，因ＭｏＳｉ２基体与ＳｉＣ颗粒之间的热膨胀系数（ＣＴＥ）的差别而导致的其中的残余热应力 是造成上述组织特征的原因．

炭/炭复合材料高温抗氧化MoSi_2/SiC复合涂层及其抗氧化特性

采用两段式包埋法和封闭处理的复合新工艺制得抗氧化性优良的MoSi2/SiC复合梯度C/C复合材料高温抗氧化涂层。涂层由内至外结构为:SiC过渡层→SiC致密层→MoSi2/SiC双相层→以MoSi2为主的外层。对未封闭处理的涂层,制备过程中高温保温时间长的氧化失重少,1200℃、1300℃空气中氧化失重比1400℃、1500℃氧化失重大。用正硅酸四乙酯对涂层表面进行封闭处理,凝胶形成的SiO2可充填涂层表面裂纹并覆盖在涂层表面。在1500℃空气中氧化一定时间后,未封闭处理的涂层试样表现为氧化失重;封闭处理后的试样为氧化增重,氧化52 h仍然只有1.28%的增重,封闭处理使涂层的抗氧化性能明显改善。

ZrO_(2(n))SiC_(n)-MoSi_2纳米复合陶瓷中纳米颗粒的均匀分散

本文探讨了在pH值一定的情况下,不同分散剂、不同分散介质对纳米ZrO2、纳米SiC的分散效果的影响,并考察了不同表面处理方法对纳米SiC颗粒分散性的影响。研究结果表明:以PEG为分散剂、水为分散介质可以有效地分散纳米ZrO2和纳米SiC,并能与基体MoSi2粉末均匀混合;采用550℃、2h的煅烧工艺处理纳米SiC可有效改善其分散性。