Al2O3填料对SiCf/BN/SiC复合材料弯曲强度和高温吸波性能的影响

用有机先驱体浸渍裂解(PIP)法制备SiCf/BN/SiC复合材料,研究了微米Al2O3粉体对其弯曲强度、高温介电和高温吸波性能的影响。结果表明,随着Al2O3的含量从5%提高到20%,SiCf/BN/SiC的弯曲强度呈现出先升高后降低的趋势,最大值达到295 MPa;随着温度的升高复合材料复介电常数的实部和虚部均逐渐增大,加入Al2O3填料能降低高温复介电常数及其随温度增大的幅度。无填料复合材料的室温和高温吸波性能均较差,而添加20%Al2O3的复合材料在8.2~12.4 GHz频段的室温反射损耗均低于-8 dB,且适用厚度为3.0~3.5 mm,700℃时厚度为3.0 mm的反射损耗为-5^-8 dB,在实际工程应用中具有较强的可设计性。

C/SiC-BN复合材料的制备及氧化行为

C/SiC复合材料作为一种高温结构材料,在航空航天热防护领域具有广泛的应用前景。然而,该材料的中低温抗氧化性能相对较差,制约了其在更广泛领域的应用。本研究采用料浆抽滤工艺,通过调节料浆中陶瓷含量在纤维增强体中引入不同含量的抗氧化组元BN,再通过反应熔体渗透法制备C/SiC-BN复合材料。系统研究了不同BN含量对复合材料结构组成及抗氧化行为的影响,并分析相关氧化机理。研究结果表明:引入BN颗粒显著降低了C/SiC的开口孔隙率,并明显提高了C/SiC的起始氧化温度。引入质量分数3%BN时,C/SiC-BN复合材料(B3样品)的抗氧化性能最优,其在900、1200和1500℃静态氧化1 h的质量损失率分别为0.009%、–0.301%、–0.596%,显著优于C/SiC。1500℃氧化后,B3样品的强度保持率最高,达到52%。900℃氧化时,C/SiC-BN复合材料主要经历C相和BN相的氧化,以O_(2)扩散反应控制的缓慢失重为主;1200℃氧化时,C相和BN相氧化速率加快,SiC发显著氧化,生成的B_(2)O_(3)、硼硅酸盐和SiO_(2)等氧化产物减缓了O_(2)的扩散速率,减小了基体碳的损伤;1500℃氧化时,SiC氧化速率加快,生成的SiO_(2)在复合材料表面形成的连续氧化膜阻碍了O_(2)的向内扩散。B_(2)O_(3)、CO等气体产物溢出及持续生成SiO_(2)主导了整个氧化过程。

高温氧化环境下BN/SiC涂层的氧化行为及SiC纤维的性能研究

利用化学气相渗透(CVI)工艺在SiC纤维表面沉积BN/SiC涂层,并进一步通过表征技术探究含有涂层纤维在高温氧化环境下表面涂层和纤维的理化性能。附着涂层纤维被放置于1050~1200℃的空气环境氧化0.5~2 h,利用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、纳米扫描俄歇仪(AES)和X射线光电子能谱仪(XPS)对氧化后的BN/SiC涂层形貌、结构以及成分进行了表征,最后利用单丝拉伸强度评价了附着BN/SiC涂层的SiC纤维氧化后的力学性能。试验结果表明,BN/SiC涂层在高温氧化后,表面出现气孔、鼓泡、裂纹和氧化物析出等现象,并且BN/SiC涂层未被完全氧化,仍具备保护内部SiC纤维的能力。通过对试验数据进一步分析发现,附着涂层的纤维在1200℃和1350℃氧化后主要失效机理有所差异,前者为涂层和纤维之间形成的缝隙及气孔,而后者为产生的氧化物及其裂纹。

SiCf/SiC复合材料高温水氧腐蚀性能研究

采用2.5D方式编织SiCf/SiC复合材料预制体,CVI工艺制备PyC界面层,CVI-PIP复合工艺制备SiCf/SiC复合材料基体,在1300℃、50%水汽/50%O 2混合气体的条件下对SiCf/SiC复合材料进行高温水氧腐蚀试验,对SiCf/SiC复合材料在腐蚀前后的相成分变化及微观组织变化进行评价,并探讨了其在高温水氧腐蚀条件下的性能退化机理。结果表明,PyC界面层易被氧化生成气体产物从而留下间隙,该通道为外界腐蚀性气体如水汽、氧气进入复合材料内部侵蚀其纤维、基体等提供捷径。

SiCf/SiC复合材料界面相研究进展

分析了连续纤维增强陶瓷基复合材料(CFRCMCs)中界面相类型以及各界面相在CFRCMCs中的作用,综述了热解碳(PyC)、氮化硼(BN)、难熔氧化物以及复合界面相在SiCf/SiC复合材料中的应用现状,最后展望了SiCf/SiC复合材料界面相的发展方向。

聚变堆用SiCf／SiC复合材料的研究进展

回顾了聚变堆用SiC_f/SiC复合材料制备工艺的最新研究进展,介绍了SiC_f/SiC复合材料的力学性能、抗辐照性能、气密性、热稳定性、化学相客性等方面的性能及其连接技术并进行了总结和展望。

SiC/BN层状陶瓷的抗热震性能研究

采用水中急冷法研究了SiC/BN层状陶瓷的抗热震性能,并同SiC块体陶瓷作比较。实验结果表明SiC/BN层状陶瓷的热震断裂临界温差ΔTc为300℃,略低于SiC块体陶瓷的抗热震断裂临界温差。当热震温差ΔT>ΔTc时,SiC/BN层状陶瓷的热震剩余强度的下降趋势明显比块体陶瓷的下降趋势缓慢。这同热震断裂和热震损伤理论计算的热震参数R和R的结果相一致。这表明:与SiC块体陶瓷相比,SiC/BN层状陶瓷的热震裂纹形核阻力略有降低,但热震裂纹扩展阻力却大大提高。分析认为BN弱界面对裂纹的吸收和偏转是材料断裂能提高的主要原因,断裂能的提高有利于材料热震阻力的提高。

弱层成分对SiC/BN层状陶瓷阻力行为的影响

利用压痕-强度法测定了不同弱层成分的SiC/BN层状陶瓷的阻力曲线行为,研究了BN弱层成分对SiC/BN层状陶瓷的阻力曲线行为的影响,并与SiC块体陶瓷作对比。结果表明:与SiC块体陶瓷相比,SiC/BN层状陶瓷具有更为明显的升值阻力曲线行为,且其阻力曲线行为受弱层成分的影响。其中,BN弱层中加入30%Al2O3的SiC/BN层状陶瓷显示出更为优越的抗裂纹扩展能力,其阻力曲线上升最陡,上升幅度最大。分析认为,这与它们不同的增韧机制和界面的结合状态有关。原位增韧是SiC块体陶瓷韧性提高的主要原因。裂纹遇到弱界面时发生偏转、分叉以及脱层等是层状陶瓷材料抗裂纹扩展能力提高的主要原因。而弱层成分又影响着裂纹的偏转,适当结合强度的界面有利于裂纹的偏转,结合强度太弱太强的界面都不利于裂纹的偏转。

SiCf/SiC复合材料高温抗氧化研究进展

连续SiC纤维增韧SiC陶瓷基复合材料(SiCf/SiC CMCs)具有低密度、优异的高温力学性能和抗氧化性能,在航空发动机热端部件上具有广阔的应用前景,具备提高发动机推重比和使用温度、减轻无效重量、简化系统结构等显著优势。延长SiCf/SiC复合材料在航空发动机高温氧化环境下的服役寿命是当前需要解决的难题。本文从纤维、界面相、基体、表面涂层四个方面综述了SiCf/SiC复合材料高温抗氧化研究进展。采用多元多层自愈合界面相、对基体进行改性以及采用表面自愈合整体涂层都可以有效提高SiCf/SiC复合材料在高温氧化环境中的使用稳定性和寿命。

BN/SiC复合涂层改性炭纤维的吸波性能研究

以尿素、硼酸为原料,采用浸涂工艺先在炭纤维表面制备BN涂层,再以三氯甲基硅烷为前驱体,采用化学气相沉积工艺在纤维表面沉积SiC涂层,制得了BN/SiC复合涂层改性炭纤维。对BN/SiC复合涂层改性炭纤维的微观结构、抗氧化性能、介电性能及吸波性能进行了研究。结果表明:炭纤维表面BN涂层的厚度约为0.1μm,SiC涂层的厚度约为0.7μm。炭纤维经表面BN/SiC复合涂层改性后,抗氧化性能明显提高,开始明显氧化失重温度从560℃提高到790℃,最终氧化温度从780℃提高到1200℃以上;且介电性能得到有效改善,吸波性能显著提高。相比于未改性炭纤维,厚度为2 mm的BN/SiC复合涂层改性炭纤维的最小反射率减小到–13.3 dB,小于–10 dB的带宽增加至2.5 GHz。

活性填料法制备C_f/SiC-BN复合材料

通过向浆料中引入活性填料硼粉,利用热处理过程中活性填料与有机前驱体的裂解产物及保护性气氛发生反应产生的体积膨胀抵消PIP法制备纤维增强陶瓷基复合材料时因有机前驱体裂解而产生的体积收缩。通过XRD和EPMA研究了活性填料对材料性能及微观结构的影响。通过硼粉和N2之间的反应,h-BN相被引入到材料中。复合材料在断裂过程中表现出非脆性断裂过程且伴随有纤维拔出。

放电等离子快速烧结SiC晶须增强Si_3N_4BN层状复合材料

采用放电等离子烧结技术(SPS)快速烧结了SiC晶须增强的Si3N4/BN层状复合材料.利用SPS技术,在烧结温度为1650℃、保温15min的条件下,材料的密度可达3.18g/cm3,抗弯强度高达600MPa,断裂功达到3500J/m2.研究表明:特殊的层状结构、SiC晶须的拔出与折断是材料断裂功提高的主要原因.X射线衍射及扫描电子显微镜研究表明:α-Si3N4已经在短短的烧结过程中全部转变成长柱状的β-Si3N4,并且长柱状的β-Si3N4和SiC晶须具有明显的织构.

SiC_(sf)/SiC-BN复合陶瓷的制备及抗氧化性能

制备了 Si C短纤维增强原位合成的 Si C- BN复合陶瓷 (Si Csf/ Si C- BN) ,对其氧化动力学进行了分析计算 ,并对不同成分的 Si Csf/ Si C- BN复合陶瓷在 80 0～ 12 0 0℃的氧化过程进行了研究。研究表明 ,Si3N4 ,B4 C和 C可以原位合成复合陶瓷的基体。复合陶瓷在高温发生氧化时 ,Si C和 BN氧化产物主要为 Si O2 和 B2 O3。

原位合成SiC-BN复合陶瓷

采用原位合成的方法设计并制备了SiC BN复合陶瓷。经理论计算及实验证明 ,在相对较低的温度(170 0°C)下即可成功实现预期的原位反应。复合陶瓷中生成了细小均匀的微米级SiC和BN颗粒 ,在添加剂较多的地方发现了纳米级的SiC晶粒。SiC BN系列复合陶瓷的抗弯强度和断裂韧性在含 2 0vol%BN时达到最大 ,分别为 311MPa和 4 .5MPa·m1 2 ,弹性模量和硬度随BN含量的增加而减小 ,B6 0复合陶瓷的弹性模量为 4 0 .8GPa,维氏硬度为 0 .5 5GPa。不含BN的B0复合陶瓷的断裂方式主要为穿晶断裂 ,含有BN的SiC BN复合陶瓷的断裂方式主要为沿晶断裂。

SiC/BN层状陶瓷的阻力曲线行为

利用压痕强度法测定了SiC/BN层状陶瓷的阻力曲线行为,并与SiC单相陶瓷做对比。结果表明:2种材料均呈现出上升阻力曲线行为,其中,SiC/BN层状陶瓷显示出更为优越的抗裂纹扩展能力,其阻力曲线上升较陡,上升幅度较大;SiC单相陶瓷的阻力曲线上升较缓且上升幅度较小。分析认为,这与其不同的增韧机制有关。原位增韧是SiC单相材料韧性提高的主要原因,而裂纹遇到弱界面时发生偏转、分叉、脱层等是层状陶瓷材料抗裂纹扩展能力提高的主要原因。

SiCf/SiC复合材料的显微结构和抗氧化性能

采用热梯度强制流动化学气相渗积(FCVI)工艺制备了连续SiC纤维增强SiC陶瓷基复合材料.渗积分两步进行,第一步先等温渗积裂解碳用为界面层.第二步热梯度强制流动渗积SiC.利用X射线衍射分析、电镜等手段研究了复合材料的显微结构,结果表明:FCVI制备的SiC基体为β-SiC,具有亚向微米级的晶粒结构,结晶度良好.测定了复合材料的强度和断裂韧性,研究了复合材料的抗氧化性能.结构表明:裂断碳界面层的氧化物是复合材料力学性能恶化循环化的主要原因.试样表面涂覆SiC涂层可以避免复合材料力学性能恶化.

BN-SiC层状复合陶瓷的断裂行为研究

以SiC、BN粉为原料,采用热压法制作了BN-SiC层状复合陶瓷,并对层状复合陶瓷的断裂行为进行了研究,发现层状材料通过层间界面优先开裂使横向裂纹扩展路径明显曲折化,断裂从一次性脆断变为对裂纹损伤具有一定容忍能力的逐次多级断裂,裂纹张开位移显著增大,断裂韧性显著提高.

原位合成SiC-BN复合陶瓷设计与热力学研究

采用原位合成的方法设计并制备了SiC-BN复合陶瓷.通过热力学计算,选择了制备SiC-BN复合陶瓷的反应方程式,并通过进一步的计算,选择合适的烧结工艺保证了反应方程式Si3N4+B4C+2C=3SiC+4BN不会受到副反应的影响.通过实验验证此反应在1700℃能够反应完成,生成β-SiC和h-BN.

SiC短纤维增强SiC-BN复合陶瓷

采用原位合成的方法设计并制备了SiC短纤维增强的SiC-BN复合陶瓷。经理论计算及实验证盼,在相对较低的温度(1700℃)下即可成功实现预期的原位反应,生成了细小均匀的微米级SiC和BN颗粒,并研究了纤维和BN含量对复合陶瓷组织结构和力学性能的影响。

SiCf/SiC复合材料耐高温氟熔盐腐蚀性能研究

实验研究了熔渗(MI)工艺、浸渍-裂解(PIP)工艺和化学气相渗透(CVI)工艺制备SiC_f/SiC复合材料在800℃的氟熔盐(46.5mol%Li F-11.5mol%Na F-42.0mol%KF)中的腐蚀行为,通过X射线衍射仪、扫描电镜以及能谱仪等表征手段,对腐蚀前后样品的物相组成和微观结构进行了分析。实验结果表明,不同工艺获得的SiC基体与高温氟熔盐的相容性与基体组成有关;MI-SiC中的游离Si相以及PIP-SiC和CVI-SiC中的富氧相是SiC基体中的两种腐蚀弱区,易被熔盐选择性腐蚀;MI-SiC_f/SiC复合材料以纤维束间游离Si基体腐蚀为主,PIP-SiC_f/SiC复合材料基体腐蚀损伤集中在网络状富氧带,CVI-SiC_f/SiC复合材料的腐蚀损伤主要是沉积层间的含氧边界以及由此造成的基体层状剥离。与MI和PIP样品相比,CVI基体纯度高,结晶度好,表观腐蚀速率仅为0.0445μg/(mm2·h),具有更好的耐氟熔盐腐蚀性能。