首页 > > > 连续纤维增强SiCfSiC陶瓷复合材料的发展.pdf

连续纤维增强SiCfSiC陶瓷复合材料的发展.pdf

连续纤维增强SiCfSiC陶瓷复合材料的发展.pdf

上传者: lcyo 2013-01-31 评分1 评论0 下载0 收藏10 阅读量229 暂无简介 简介 举报

简介:本文档为《连续纤维增强SiCfSiC陶瓷复合材料的发展pdf》,可适用于个人文书领域,主题内容包含连续纤维增强SiCf/SiC陶瓷复合材料的发展/邬世钦等连续纤维增强sicf/sic陶瓷复合材料的发展”郊世钦张长瑞周新贵曹英斌(国防科技大学航天与符等。

连续纤维增强SiCf/SiC陶瓷复合材料的发展/邬世钦等 61 连续纤维增强sicf/sic陶瓷复合材料的发展” 郊世钦张长瑞周新贵 曹英斌 (国防科技大学航天与材料工程学院国防科技重点实验室,长沙410073) 摘要 连续歼堆增强s虻{/slc陶茕基蔓合材料具有良好的高温力学性能、抗氧化性和化学稳定性,是航空航 天和核能等领域新的高温结构材料研究的热点之一。回顾了增强体连续sic纤堆的发展,综述了SiCf/siC材料的成 型制备工艺、界面相对力学性能的彰响和目前的应用研究,展望了连续纤维增强slcf/SiC陶瓷基复合材料以后的研 究重点厦发展前蒂, 关键调 陶瓷基复台材料碳化硅纤维磺化硅陶瓷 中田分类号:TB323 DevelopmentofSiCf/SiCContinuousFiberReinforced CeramicMatrixCOmposites ZOUShiqinZHANGChangruiZHoUXinguiCAOYingbin (KeyLaboratoryofNationalDefenceTechnology,Coll。geo{Atr05pace&MaterialsEngineering NatIonalUnlversityofDefenceTechrlology,Cha“gsha410073.China) AbsIractSiCf/SICcontmu。usfjberreinfof钟dceramicmatrIxcomposi亡es,anoucs阻ndj“ghighfenlperature strucnlreceram记,isappliedlnadVancedaero—engines,aero—spaceplane,atomicenge‘ygenerator,etc.Thispapergives areviewofthebi3toryofsiIiconcarbidefiber,thepreparationofsicf/sicparts,theinnuencesofaninterphaseonthe mecha咄alpropertiesandtheapplicationofSiCf/SiCcontinuousfiberreinforcedceramicmatrixcomposites.Problems toks01vedbyfurtherresearcheffortsarealsobrienydiscussed. Keywordsceramicmatrixcomposne5,siliconcarbideflber,sil垃oncarbide,ceramic 0前言 1 sic纤维的发展 在航空、航天和原子能等领域,对结构材料的性能尤其是高 温性能提出r越来越高的要求。如航空发动机的热效率主要取 决于涡轮前的进口温度,当发动机的推重比为10时。涡轮前进 口温度达16506c,传统的高温合金或金属间化合物都已经无法 满足要求,材料研究者把目光转向了陶瓷材料,轻质高性能复合 陶瓷成为了研究的热点,连续纤维增强Sicf/sic陶瓷复台材料 由于其优良的耐高温、高强度、高韧性、抗腐蚀和抗氧化性能,是 最有希望在这些领域的关键部件取得应用的材料。 s—c陶瓷具有良好的高温强度、高温稳定性和高温抗氧化 能力,但由于其分子结构的键合特点,缺乏塑性变形能力,表现 为脆性,严重影响了其作为结构材料的应用。用sic纤维增强 sic陶瓷,材料在断裂过程中通过裂纹偏转、纤维断裂和纤维拔 出等机理吸收能量,既增强了材料的强度和韧性,叉保持了sic 陶瓷最好的高温性能,可以得到高性能的高温结构陶瓷。许多国 家开展了连续sic纤维增强Sic应用于高温热结构部件的研 究。并且取得了丰硕的成果。 sic纤维是发展sicf/sic材料的关键,与炭纤维、氧化物纤 维相比siC耋于维在抗拉强度、抗蠕变性能、抗氧化性能以及与陶 瓷基体的相容性能等方面有更优良的性能。sic星于维的制各工 艺主要有四种:cvD法、聚台物先驱体转化法、活性炭纤维转化 法和超微粉体挤压法。 2.1 cVD法 cV》sic纤维是通过小分子烷基氯化硅烷类化台物(如三 氯甲基硅烷(MTs))气体与氧气及氨气混合,在一定的温度下 发生化学反应,生成sic微晶沉积在w或炭纤维上再经高温热 处理而成口t2]。cvD工艺制备的Sic纤维纯度和致密度高,抗拉 强度、抗蠕变性能和高温性能好,但cvD—sic纤维直径太粗 (100pm以上),不能编织,且制备周期长.成本极高.无法实现大 批量生产。 2.2先驱体转化法 先驱体转化法制备连续sic纤维是1975年由日本矢岛教 授等人发明,日本碳公司于20世纪80年代初开始工业化生产, 并以商品名。Nicalon”销售。其生产过程主要为:以有机硅化合 *基金项目:国家“B63”前沿探索研究项目基盎资助(863—702);国防预研基金资助项日(41312011002) 邹世钦:1970年生,男,博士研充生,从事陶瓷基复合材料的研究 万方数据 62 材料导报 2003年8月第17卷第8期 物二.甲基二氯硅烷为原料,在有机溶剂中与金属钠反应脱氯,生 成聚二甲基硅烷,聚二甲基硅烷在400。c以上发生重排反应生 成聚碳硅烷,将聚碳硅烷在300。c下熔融抽丝,所得丝在空气中 加热到280。c使表面氧化但不融化,然后在氨气保护下于1000 ~1300。c温度范围烧结,聚碳硅烷分解得到sC纤维oq]。 聚碳硅烷裂解制备的sic纤维富碳含氧,不利于提高纤维 的性能,为降低碳、氧含量,先后又出现了等离子体源不熔化法、 紫外光照射交联法、化学气相不熔化法、No:及Bcla气体不熔 化法和电子辐照不熔化法等改良工艺“],电于辐照不熔化法已 由日本碳公司实现工业化并推出“Hi—Ncalon”纤维。 先驱体转化法制备的sic纤维比cVD—Sic纤维成本低、生 产效率高、可以编织、更适于工业化生产,许多国家开展了这方 面的研究t日本、美国、德国等处于领先地位。在国内,国防科技 大学成功研制出了高性能连续sic纤维。先驱体转化Sic纤维 尽管比cVD法的成本低,但还是极为昂贵,制备工艺也非常繁 杂。 2.5活性炭纤维转化法 通过气态sO与活性炭纤维反应转化生成sic纤维,大大 地降低了制备成本。活性炭纤维由纤维素、酚醛、聚丙烯臆和木 质索等纤维经过活化处理制备,在一定真空度下于1zoo~1300 。cSjo与活性炭纤维反应生成sic,再在氯气保护下于1600。c 处理后得到sic纤维n]。 2.4超微粉体挤压纺缝法 超徽粉体掺混纺丝法是制备连续Sic纤维的经典方法,通 过将超徽Sic粉、粘结荆和烧结助剂等混合后挤压纺丝,高温烧 结而成。如英国IcI公司采用s-c微粉(o.1~2.o")以PVAc 作粘结剂.加入B、Al。Oa等烧结助荆,混合纺丝后高温烧结制得 sic纤维.其强度为1.6GPa。Si也可以用作烧结助剂.并能降低 烧结温度到1800[s]。 这几种制备连续sic纤维的工艺成本差别很大,性能也有 很大不同,其性能比较如表1所示。 寰1 4种工艺制鲁的sIc纤箍性麓比较m” 强度 模量 密度 直径 制备工艺 纤维 fGa /GPa/gcmq,“lIl CVD SCS一64.48 430 3.O 142 先驱体转化 NI,5003.O 220 2.5 14 炭纤维转化 1.O 180 2.1 20 粉体纺丝 1.6 300 5材料成型工艺 连续纤维增强脚瓷基复合材料的制备工艺分为:泥浆浸 渗和混合工艺}@化学合成工艺(溶胶一凝胶及聚合榜先驱体工 艺等),@熔融漫渗工艺I原位(In—Situ)化学反应(cVD、cvI、 反应烧结等)等几类。Sic没有熔点,低温稳定相为立方}sic, 高温稳定相为a—sic,在2100。c时发生缓慢相转变.在1atm时 于2830土40发生分解,因此熔融漫渗工艺不适于siC复合啕 瓷的制备。连续纤维增强sicf/sic的制备工艺主要有如下几 种。 5.1化学气相渗透(cVI) cvI工艺是制备陶瓷材料最常用的工艺之一,它是通过小 分子化合物气相反应生成无机分子在构件内部沉积而制备陶瓷 材料的工艺。当无机分子大部分沉积在构件表面时,称为化学气 相沉积(cVD)工艺,cVD工艺一般用来制备陶瓷涂层。连续纤 维增强sicf/sic的cVI工艺制备通常以三氯甲基硅烷 (MTs)、四甲基硅烷、四氯化硅+甲烷等为原料(TMs),Hz为 载气,Ar为稀释/保护气体,在高温沉积而成。叫]。以MTs为原 料制备sic陶瓷基体时,沉积温度一般在oo口c以下,控制沉 积速度,可以得到致密度达到90%的sic纤维增强sic陶瓷。 Y.D.xu等以MTs为原料,H3为载气于1100。c、2~3kpa下用 cVI工艺制备了三维编织Nicalon增强sic,其1300。c弯曲强 度达到1.01GPa口]。cVI工艺不易损伤sic纤维,制备的材料性 能较好,可以制备复杂形状的构件,但随着渗透的进行孔隙变 小,渗透速度必然变慢,cVI工艺的制备周期长.成本高。为提高 生产效率和降低成本,可以将CVI工艺和PIP、Rs和泥浆浸渗/ 烧结等工艺结合使用口]。 5.2先驱体浸渍裂解(PIP) PIP工艺是通过将Si的有机高聚物溶液或熔融体提渍sic 纤维预制件,干燥固化后在惰性气氛保护下高温裂解si的有机 高聚物.得到siC基体。sic的聚合物先驱体有:聚碳硅烷 (Pcs),聚甲基硅烷(PMs),聚烯丙羟基碳硅烷(AHPcs)、氢化 聚碳硅烷(HPcs)等。叫“。这些聚合物先驱体的陶瓷化产率为 70wt“左右,由于转变过程中要失去小分于,体积收缩,因此需 要循环多次才能致密化,一般反复浸溃一裂解在10次以 上D。卜】。为了提高基体的致密度和改善微观结构与性能,在传 统热裂解的基础上又发展了电于束辐照裂解、微波加热裂解等 工艺o“。PIP工艺能制备任何复杂形状的构件。这在陶瓷成型工 艺中是最难得的,但是原料的制备工艺复杂.制备周期长,成本 高。KotarIi等通过将PIP工艺和反应烧结工艺联用,制备了 Tyra舶。一SAⅢ/siC复台材料[16]。 5.5泥浆浸渗/烧结 泥浆浸渗/烧结是低成车的制备工艺。制备过程同纤维增强 聚合物材料的相似,将s|c、烧缝助荆粉末和有机粘结荆用溶剂 制成泥浆t攫溃Sic纤维或Sic布,卷绕切片,叠片模压成型后 热压烧结。这种工艺适于制备单向或叠层多向板形构件,缺蹈少 致密度高,但对于制备复杂形状构件有困难。常用的烧结助荆有 TiB2、Tic、B、风c等,sic的烧结温度在1800以上。由于需要 加入烧结助荆在高温高压下烧结,会对sic纤维造成损伤,影响 材料性能07~州。 5.4 反应烧结(R咖Ii仰僦stering) 反应烧结通过si+c反应完成[2“堋。有研究表明si和c在 900。c反应便有Sic生成o“,但是通常制备反应的温度在Si的 熔点1414。c阻上,si以液相或气相状态与c反应,最终材料中 可能会有少量未与c反应的自由硅。如s.P.Lee等通过加压将 sic与c粉末压入TyannosAsic纤维编织体,于1450烧结 7-2ks,得到sic纤维增强sic材料,其弯曲强度达到 497.7MPa口“。Vbgli等将橡术加工成所要的形状后在惰性气体 保护下800Dc碳化,随后在1550。c以上真空渗si或si0(si/ 万方数据 连续纤维增强SiCf/SiC陶瓷复合材料的发展/邹世钦等 ’63’———一一————一————一siO:),得到csi/sic复合材料,室温弯曲强度330MPa,1300。c弯曲强度280MPao“”o。4界匿相的发展界面帽对纤维增强陶瓷基复合材料的力学性能起着极为重要的作用,界面相的特征决定了增强纤维与基体间相互作用的强弱,决定r增韧效果的优劣。为了改善连续纤维增强sicf/Sic复合材料的力学性能,近年来发展了Pyc、BN、(Pyc/slc)n等 界面层,并且在增韧机理的探索上也有新的进展。 I{mok-等分别在作过表面涂层cVDslc处理、低氧分压热 处理和没有处理的3种s-c纤维表层裂解c涂层后制备了 slcf/c/slc,预处理后的sic纤维与界面间是强牯接作用,具有 较高的界面剪切强度.所制备的材料有更好的力学性能o“2。 Reblllat等以BR、NHa为原料.在Ar气氛下控制工艺条件,在 sic纤维表面制备了强纤维/界面相粘接BN涂层和弱纤维/界 面相粘接BN涂层,并制备了高性能的强纤维/界面相粘接BN 涂层sicf/BN/sic复台材料胁’”q“。Bertfand等分别以c:H8 和cH,sicl。为原料,通过PPcVD工艺在sic纤维表面制备了 微米结构和纳米结构的(Pyc/Sic)n涂层,两种结构的界面涂层 均能有效地增强材料韧性o。在这三种界面层中,BN和(Pyc/ Sic)n有良好的抗氧化功能,而Pyc层的应用在氧化性环境中 易被氧化。 传统的裂纹成长和增韧机理认为.在连续纤维增强陶瓷基 复合材料中纤维/界面相脱粘先于裂纹偏转,弱的纤维/界面相 粘接作用有利于裂纹在界面层内的偏转而增强材料韧性o“。但 在sIc纤维经过表面涂层处理的sicf/Sic材料中,强noki等认 为纤维与界面相的粘接作用强时更有利于裂纹的偏转成长,增 强材料韧性(图1)嘶“4“。纤维经过表面涂层处理增加界面层 后.强的纤维/界面相粘接不易脱粘,裂纹在界面相内分散成长. 增加耗能机制,因而更好地增强材料韧性。 曩朋嘲囊吐扩 荆啉晡嚏瞄妒晨 田1强纤维/界面相粘接(日)与弱纤维/界面相帖接(b)‘”3 5应用研究进展 目前发展连续纤维增强Sicf/Sic陶瓷复合材料主要用于 航空、航天发动机热结构部件、核能反应堆壁等部位。因为连续 纤维增强sicf/sjc良好的高温力学性能、低化学溅蚀性能、高 的氧吸收能力和低活性,因此被提出用于核聚反应装置,Bar— bera等将SEP生产的含o.2prnPyc界面层、表面涂有cVnsic 的NicalonCGⅧ增强SiC复合材料CERAsEPN一31于800。C 分别置于Li。siO。和Ll。Tios中检验其稳定性,接触时间达 10000h时,Ll。slo。中的材料力学性能几乎没有影响,L1。Ttos 中的材料力学性能有所降低哪!。Nishio等也对sicf/slc作为结 构材料用于国际热核实验反应装置作了评估,认为从建造费用、 安全性和可维护性等方面都能满足要求05’州。在汽车发动机方 面,一个由美国S0larT1IrbInes公司牵头的小组成功地制造r 使用连续纤维增强slcf/sic作为燃烧室衬里的发动机,在 35000h的试验运转中,其排出尾气的NOx、cO比普通发动机 的低田1。 在航天方面,日本试验空问飞机HOPEx的平面翼板及前 沿曲面翼板等热保护系统(TPs)试验了连续纤维增强slcf/Sic 材料,其力学性能和热保护性能都取得了良好的结果o“}在航 空发动机方面sicf/Sic材料是更大幅度提高推重比的希望所 在,日本先进材料航空发动机(AMG)燃烧室的衬里(图2)、喷 嘴挡板、叶盘等均采用cVI—PIP联用工艺生产的sicf/sic材 料o“。随着研究的深入.sicf/siC材料将在一些尖端技术领域 有着广泛的应用。 圉2 AMG的sicf/sic的燃烧宣衬里Ⅲ 总体来说.连续纤维增强sicf/sic还处于应用研究阶段, 已有构件成功遥过应用试验,但是没有见到批量生产的报道,离 产业化应用还有距离。在可编织sic纤维的发展方面,日本早已 实现了产业化,但其对中国是实行禁运的.国内Sic纤维的研制 已经取得了成功,这方面的差距正在缩小}在连续纤维增强 SiCf/siC材料的发展方面.国外已有成功的构件应用,国内在这 方面的工作做得还很少,仅开展了一些材料的制备及性能方面 的研究,这方面的差距还比较大,有待我们的努力。 6展望 虽然目前已经有许多国家开展了连续纤维增强s-cf/Sic 材料的研究,已有构件成功地应用于一些领域的报道,但是其离 广泛应用还有一定距离,尤其在以下几个方面还有很多的工作 要做。 1)可用于编织的sic纤维制备工艺复杂、价格昂贵,严重限 制了其应用领域的拓展,必须发展生产成本更低的制备工艺; 2)复合材料的制备工艺成本高、生产周期长、性能不稳定, 需要发展更好制备工艺,降低制备成奉,提高材料性能} 万方数据 64 材料导报 2003年8月第17卷第8期———————一————————————————————————一3)连续纤维增强陶瓷基复合材料的性能评价体系与构件质量控制体系还需要进一步完善;4)加强应用研究和计算机辅助设计的研究,提高构件制造的成功率,加强和传统材料构件和连续纤维增强Sic{/sic材料结合使用的研究.既提高构件性能叉不会大幅度提高构件成本,slcf/slc复合材料将会得到非常广泛的应用。参考文献薛金根,龙剑峰,等.台成纤维工业,2001,(3):4l郑敏,张蓬洲.材料工程,1997,(3);30范小林,宋永才,等.宇航材料工艺,1998,(1):13 刘军,冯春祥,等.现代化工,2000,(10):59 习玉强,何巨龙,等.长春光学精密机械学院学报,2000 (1):17 AdvcompositeMater.1999,8(1):117 XuYo“gdo“g,Che“gLai{ei,eta1.Ceramicshternational 2001,27:565 8 Nasla试RR,P“llerR.etd.SolidstateIonic,2001,141 142:541 9 BahloulDH.KeyE“gMater,2002,206—213£15 10Kola”LE,Lewi$N,CenmEflg&SeiProc,1997,18(4B) 473 1l}{0che“gH,TaiNH,UuCS,Compite8:partA200l,31 133 12FreimuthH.He$sdV,et吐.JAmCef目mSoc,1996,79 1457 13GononMF,HBmp8bireS,JEwCeramSoc,1999,19:285 14JonesRt吼wedaA,petrBkD.Compite5:PaftA1999,30 569 15 su91m。toM,Morit8Y,eta1.KeyETlgMater,1999,164 16511 16KotaniM,KohyamaA,KatohY.JNudearMater,200l 28937 17KlostermanD,Charto“R,etaI-CeramE“g&SciProc 1997,18(4B):113 18AngeloviclMM,B‘yaⅡtRG,eta1.MaterLett,1998,36: 254 19ZhouX1ngul,ZhangChangrui,eta1.JMaterSclLett,2001, 20:261 20BrennanJJ,ActaMater,2000,48:4619 21EurPat.051964l 22EurPat.0519643 z3VogltE,Muker豇J,eta1.JAmCeramSoc,84(2001)84: 1236 24LeeSp,KotohY.eta1.JNuclearMater,2001,289:30 z5Shin【b“g—woo,ParkSam—shik,etal_JAmCeramSoc, 1999,82:3251 26HinokiT,YangW,etal,JNucle盯Mater,2001.289:23 27ncquesS.M8rureAL,eta1.JEurCeramsoc,2000,20: 1928 28RebmatF,Lam。nJ,GuetteA.ActaMater,2000,48:4609 29RebillatF,GuetteA,BrosseCR.ActaMater1999,47: 1685 30GuoS,KagawaY,JEurCer8mSoct2002,22:2349 31Mor3cherGN,CawleyJD,JEurCeramSoc.2002,2z:2777 32Bert坤ndS,Droill8rdC,eta1.JEurCeramSoc,20.20:1 33LacroixCLeguiI王onD,MartlnE.ComposSci&Tech, 2002,62:519 34&rkfaA.L,RiccardiB,eta1.JNuclearMater,2001,294: 223 35NishIos,uedaS,ela1.FusionE“g.&Deslgn,2000,48;27l 36uedaS,NishioS,eta1.FusionE“g.&De8lgn,2000,48:521 37KimrnelJ.MirriyalaN,eta1.JEur&ramS0c,2002,22: 2769 38ImutaM,(btohJ,KeyEngMater,1999,164—165:439 39ohnabeH,Ma8akiS,eta1.Comp05ite5:PartA1999,30; 489 (责任螭辑张明) p_P、一_p妒_p妒q4_4_9q、*+P矿q’qp、d、d‘¥十qpq、一_’q’、p、一_PqpⅥp、“^q’qphp~d、d、一pqpq、p、h十qp_一pp_pqp、p (上接第76页) 32PaIllTwood,willianTPenni“gton,JosephwKolis.JAm 24DwilinskiR.BrBnowskiJ M,KBmin8kaM.ActBPhysica Chemsoc,1992114:9233 P0lonicaA,1996,90(4)l763 33Paul丁Wood,willi8nTPennington,JosephWKolls.Inorg 25PommIerC,ChhorK,BouetJ F,eta1.MaterResBun,Chem1993,32:129 1990,z5:213 34Di8nnaMYou“g,G’geLschimek,JoBePhwKolisInorg 26chhorK,B。cquetJF,Pommier.MaterChemPhys,1992, Chem'1996,3517620 32:z49 35Marku8MHoffmann,M盯kSConradi.JPh”ChemB, 27YuklyaHakuta.TBdafumiAdschir.ToshiyukiSuzuki,eta1. 1998,102:263 JAmCeramSoc,1998,8l(9):2461 36LuChung—Hsm,LoShih—Yen,W蚰gYueh—Lu'MaterLettt 28Smith扛R己.Atma#P,etaj.JS“percriticaJFluid8,1997,200255:12l 11:103 37王少芬,魏建谟.应用化学,2如1,18(2):87 29Gounnchascourtecui8seV,BocquetJF,ChhorK,eta1.J 38Fuku8himaY,Waka”眦H.JPhysChemB,1999,103: Su口ercrltlcalFluids,1996,9{222 3062 30PaulTw00d,WlllianThnnington.JosephWKolis.Inorg39Hiro州kiOhde.MarikoOhde,FrankllnBailey,eta1.Nano Chem,1994,33:1556 Letters,2002,2(7):721 31JanlesEJeronle,PaulTw00d,w订1ianTPennington.Inorg40魏伟,孙于罕,钟炳.燃料化学学报,1999,27(增刊):42 chem,1994,33:1733 (责任蝙辑 张 明) i 1 7 万方数据 连续纤维增强SiCf/SiC陶瓷复合材料的发展 作者: 邹世钦, 张长瑞, 周新贵, 曹英斌 作者单位: 国防科技大学航天与材料工程学院国防科技重点实验室,长沙,410073 刊名: 材料导报 英文刊名: MATERIALS REVIEW 年,卷(期): 2003,17(8) 引用次数: 3次 参考文献(39条) 1.薛金根.龙剑峰 查看详情 2001(3) 2.郑敏.张蓬洲 CVD法SiC纤维的表面形貌及断口特征[期刊论文]-材料工程 1997(3) 3.范小林.宋永才 查看详情 1998(1) 4.刘军.冯春祥.宋永才.薛金根 先驱体转化法制备碳化硅纤维[期刊论文]-现代化工 2000(10) 5.刁玉强.何巨龙.于栋利.田永君.李东春 Si对碳化硅纤维烧结性能的影响[期刊论文]-长春光学精密机械学院 2000(1) 6.查看详情 1999(1) 7.Xu Yongdong.Cheng Laifei 查看详情 2001 8.Naslain R R.Pailler R 查看详情 2001 9.Bahloul D H 查看详情 2002 10.Kolaya L E.Lewis N 查看详情 1997(18) 11.Hocheng H.Tai N H.Liu C S 查看详情 2001 12.Freimuth H.Hessel V 查看详情 1996 13.Gonon M F.Hampshire S 查看详情 1999 14.Jones R.Szweda A.Petrak D 查看详情 1999 15.Sugimoto M.Morita Y 查看详情 1999 16.Kotani M.Kohyama A.Katoh Y 查看详情 2001 17.Klosterman D.Chartoff R 查看详情 1997(18) 18.Angelovici M M.Bryant R G 查看详情 1998 19.Zhou Xingui.Zhang Changrui 查看详情 2001 20.Brennan J J 查看详情 2000 21.查看详情 22.查看详情 23.Vogli E.Mukerji J 查看详情 2001(84) 24.Lee S P.Kotoh Y 查看详情 2001 25.Shin Dong woo.Park Sam shik 查看详情 1999 26.Hinoki T.Yang W 查看详情 2001 27.Jacques S.Marure A L 查看详情 2000 28.Rebillat F.Lamon J.Guette A 查看详情 2000 29.Rebillat F.Guette A.Brosse C R 查看详情 1999 30.GuoS.Kagawa Y 查看详情 2002 31.Morscher G N.Cawley J D 查看详情 2002 32.Bertrand S.Droillard C 查看详情 2000 33.Lacroix C.Leguillon D.Martin E 查看详情 2002 34.Barbera A L.Riccardi B 查看详情 2001 35.Nishio S.Ueda S 查看详情 2000 36.Ueda S.Nishio S 查看详情 2000 37.Kimmel J.Mirriyala N 查看详情 2002 38.Imuta M.Gotoh J 查看详情 1999 39.Ohnabe H.Masaki S 查看详情 1999 相似文献(10条) 1.期刊论文 李世波.徐永东.张立同 碳化硅纤维增强陶瓷基复合材料的研究进展 -材料导报2001,15(1) 对碳化硅纤维(SiCf)增强陶瓷基复合材料(CMCs)的研究现状与进展作了较系统的论述.讨论了SiCf增强CMCs的界面层作用,热膨胀系数不匹配对材料 的影响,高温抗蠕变抗疲劳性能以及抗氧化性能等.最后指出了SiCf增强CMCs作为高温结构陶瓷材料的研究方向以及尚等解决的问题. 2.学位论文 李思维 纤维增韧自愈合碳化硅陶瓷基复合材料的高温模拟环境微结构演变 2008 航空航天事业的迅速发展迫切需要低密度、高强度、高模量、高韧性和耐高温的连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料( CMC-SiC)。然而,目前的 CMC-SiC材料还不能满足高推重比航空发动机热端部件的长时间(上千小时)服役要求,必须进一步改善其抗氧化性能,发展具有自愈合功能的碳化硅陶瓷 基复合材料( CMC-MS)。CMC-MS材料的抗氧化寿命主要受纤维、基体、纤维/基体界面相和涂层的成分及微结构影响,因此,必须深入研究用于CMC-MS材 料的Hi-Nicalon纤维、自制含铝碳化硅纤维、自愈合基体及自愈合涂层的微结构及其随处理温度和环境的变化规律,从而指导材料设计和工艺改进。 本文以CMC-MS材料为研究对象,通过微结构评价和表征,系统深入地研究了Hi-Nicalon纤维在高温模拟环境处理后的微结构演变及力学性能,评价了 纤维的失效过程;探索了自制含铝碳化硅纤维中铝元素的存在位置和状态,明确了铝在纤维结构形成过程中的重要作用;揭示了CVD B-C陶瓷涂层及其热 处理后的微结构特征;研究了CVD B-C陶瓷改性后的自愈合涂层和自愈合基体在环境处理后的微结构特征,解释了CVD B-C陶瓷的自愈合机制;评价了环 境处理后改性CMC-MS材料的自愈合情况和微结构演变。为CMC-MS的材料设计与工艺改进提供了依据。主要研究内容与结果如下: 1、对水氧耦合环 境中1300-1600处理1小时的Hi-Nicalon纤维进行了残余强度测试和显微结构的表征。结果表明:纯惰性气氛中高温处理后纤维强度下降,水氧耦环 境处理后,纤维残余强度先升高后降低。与惰性气氛环境相比,水氧环境使纤维发生惰性氧化,氧化后钝化层生成、气孔愈合、厚度增加、及均匀析晶 对保持强度有重要作用。在纤维结构完整的情况下,晶粒粗化对强度的不利影响在各种因素的综合作用下被淹没。 2、研究了自制掺杂Al元素的连 续SiC纤维中Al的作用、状态和存在位置。结果包括:(1)利用TEM观察结合像模拟技术研究了Al-SiC纤维的晶体特征,并观察了立方SiC晶粒中的孪晶结 构和析出六方结构。(2) Al作为烧结助剂,对改善纤维结构致密度,控制晶粒长大的作用十分明显。但其作用受交联时间、烧结温度、和晶粒尺寸等因 素的影响。(3)含Al相以Al2OC、Al4SiC4等形式存在于SiC晶粒或晶粒团之间。最终建立了Al-SiC纤维的结构模型。 3、研究了不同工艺制备的CVD B-C陶瓷涂层微结构组成及其氧化处理后的微结构演变。结果表明:(1) B-C陶瓷涂层主要分为晶态和非晶态B-C陶瓷涂层。(2)高温处理后,非晶B-C陶瓷 向晶态的B4C相转变,且晶化程度随热处理温度升高而提高。整个晶化过程受C、B元素扩散控制,导致两B-C层界面处B4C晶体含量最高,并沿低能面外延 生长,使涂层间结合更强。(3)直接面对水氧环境时,CVD B-C层因氧化和快速挥发而失去对材料的保护。对于SiC/B-C/SiC涂层,低温时,B-C陶瓷层的 氧化主要受氧化气体(O2/H2O)穿过表面SiC层的制备缺陷以及热处理过程中生成的裂纹控制。中温时,表层SiC层已经开始部分氧化为SiO2,而B-C层的氧 化仍受氧化气体通过缺陷氧化B-C层控制。B2O3和SiO2形成硼硅酸盐玻璃( B2O3-X SiO2)。高温时,表层SiC氧化反应速度加快,缺陷处B-C陶瓷层也因氧 化而发生快速的体积膨胀。另外,表层SiC被大量氧化后,H2O有机会通过SiO2直接到达B-C层,氧化由H2O透过SiO2层导致B-C涂层的全面氧化所控制。解 释了SiC/B-C/SiC涂层在水氧耦合环境不同温度中具有良好的抗氧化能力的微结构本质。 4、研究了B-C陶瓷涂层自愈合改性和基体改性复合材料在 氧化环境中处理后的微结构和性能演变,观察了微裂纹的扩散途径和材料缺陷的氧化愈合。结果表明:(1)多种相及相间界面的存在使得两种改性复合材 料中的微裂纹皆存在多种扩展模式,复合材料纤维束间的结构在一维尺度上存在着连续的弱结合点。(2)热解碳(PyC)相和C纤维在高温热处理后趋于形成 取向一致的共格结构,形成了强界面结合,有效促进了界面相内裂纹偏转。(3)涂层改性材料低温处理后基体缺少愈合组元,但高温处理后的多种微缺陷 都靠SiO2的生成和缓慢流动实现了有效的愈合。对大尺寸的制备缺陷,目前的材料还难于被流动层填封。(4)基体改性材料的B-C陶瓷层氧化后可使材料 基体微缺陷有效愈合。在测试温度和时间内,低温下的愈合由B2O3的流动实现;中高温的愈合则有SiO2和硼硅酸盐玻璃(B2O3-XSiO2)参与。 3.期刊论文 王新鹏.田莳.WANG Xin-peng.TIAN Shi 碳化硅纤维增强磷酸铝基复合材料的制备和性能研究 -功能材 料2005,36(11) 采用不同的磷酸铝盐基体制备了单向碳化硅纤维增强磷酸铝基复合材料,对其力学性能进行了对比,结果表明:基体对复合材料的力学性能和微观结构 有极大的影响,磷酸铝基体随温度的升高脱水、相变残留下一定的气孔,填料的加入可以提高复合材料的整体力学性能;采用磷酸二氢铝基体、α-Al2O3填 料制备的复合材料具有最好的性能,其弯曲强度为310MPa、弯曲弹性模量为47GPa,并通过扫描电镜对材料的微观结构形貌进行了分析研究. 4.学位论文 夏攀 国产SiC连续纤维增韧玻璃陶瓷基复合材料的研究 1998 5.期刊论文 邹世钦.张长瑞.周新贵.曹英斌 SiCf/SiC陶瓷复合材料的研究进展 -高技术通讯2003,13(8) SiCf/SiC陶瓷复合材料具有良好的力学性能、高温抗氧化性和化学稳定性,是航空航天和原子能等领域理想的新一代高温结构材料.本文概述了增强 体SiCf的发展状况及存在的问题,对SiCf/SiC材料的制备工艺、界面相的研究状态、材料的损伤破坏机理和目前的应用研究进展做了综述,并分析了 SiCf/SiC陶瓷复合材料的研究重点和发展前景. 6.学位论文 朱云洲 连续碳化硅纤维增强玻璃基复合材料的研究 2004 通过高性能连续碳化硅纤维与玻璃以及陶瓷等脆性基体进行复合已成为对其进行增强增韧的重要途径.该研究通过泥浆法制备连续碳化硅纤维增强玻 璃基复合材料,通过定量金相分析、SEM、能谱分析等方法对材料的制备工艺进行了系统的研究.在预浸胶材料的制备过程中,选择无水乙醇和水作为溶剂 ,加入不同质量百分数的玻璃粉和羧甲基纤维素配成泥浆.结果表明:挥发性较佳的无水乙醇的加入,可以实现预浸胶材料在室温下的快速干燥,使纤维得到 快速的定型,防止在缓慢干燥过程中在自身重力作用下的沉积作用而造成纤维分散的不均匀;当用无水乙醇和水按2:3的质量比配成溶剂,加入5%质量的羧 甲基纤维素作为粘结剂和30%质量的玻璃粉配成的泥浆可以在纤维表面自由铺展,通过使纤维束在泥浆中上下反复振动的分散方式,可以使纤维束在其中均 匀的分散开,制得均匀的预浸胶材料,且纤维的含量可以通过泥浆的浓度方便的调节;干燥好的预浸胶材料通过在900下,加压8.4Mpa,保压15min可制得宏 观气孔率低于3%的复合材料;在热压过程中,由于基体与纤维之间存在元素浓度梯度而发生元素的相互迁移,从而在纤维与基体之间形成一层过渡层,其中 的元素构成既不同于纤维又有别于基体,元素的分布存在梯度.上述研究结果对以后的连续纤维增强玻璃陶瓷基复合材料的理论和应用研究有一定的指导 意义. 7.期刊论文 王志刚.WANG Zhi-gang 单向碳化硅短纤维增强玻璃陶瓷材料弯曲断裂行为的研究 -热加工工艺 2005(9) 制备了单向短碳化硅纤维增强玻璃陶瓷的复合材料.研究了复合材料的弯曲断裂行为,以及相关的增强机制.结果表明,短碳化硅纤维可以有效提高玻 璃陶瓷的断裂强度,纤维体积分数为30%时,沿纤维方向的平均弯曲断裂强度是基体材料的3倍;短碳化硅纤维增强玻璃陶瓷基复合材料的弯曲应力-挠度曲 线、以及断裂行为具有与长纤维复合材料类似的特征,其断裂方式为非灾难性断裂.单向短碳化硅纤维增强玻璃陶瓷基复合材料的主要增强机制为纤维脱 粘、纤维滑移、纤维桥接、纤维断裂与纤维拔出. 8.期刊论文 王艳艳.张立同.唐学原.冯祖德.WANG Yanyan.ZHANG Litong.TANG Xueyuan.FENG Zude 退火温度对Hi- Nicalon SiC 纤维微观结构及力学性能的影响 -硅酸盐学报2005,33(3) Hi-Nicalon碳化硅纤维是一种作为高温下应用的陶瓷基复合材料的增强体.研究温度对Hi-Nicalon碳化硅纤维微观结构及力学性能的影响对于Hi- Nicalon碳化硅纤维的改进和应用具有重要意义.在氩气流的保护下,Hi-Nicalon碳化硅纤维分别在1 400,1 600和1 800保温10 h进行了退火处理.然 后利用高分辨透射电子显微镜和X射线衍射分析方法对其经不同温度退火处理后纤维的微观结构进行表征,并用电子单纤维强力机测定其拉伸强度.研究结 果表明:随着退火温度的升高,β-SiC晶粒不断长大;堆垛层错不断形成;游离碳堆垛层数和长度都随之增加,排列也趋于规整.拉伸强度也随着退火温度的 升高而降低,经1 800保温10 h退火处理后的纤维的平均强度下降到了1.0 GPa. 9.学位论文 赵大方 SA型碳化硅纤维的连续化技术研究 2008 先驱体法制备的SiC纤维是高性能陶瓷基复合材料(CMC)的关键增强材料。随着航空航天事业的发展,要求用于CMC的增强纤维具有优异的高温性能。 通过在先驱体中引入铝元素烧结制备的近化学计量比SA型SiC纤维具有耐超高温特性,将在高技术复合材料领域发挥重要作用。 本文对SA型SiC纤 维的连续制备工艺进行了全面分析,重点对先驱体PACS的合成、高温烧结中存在问题和各个工艺之间的相互关系进行了系统研究。揭示了PACS主要合成 机理,在此基础上改进了合成工艺,提高PACS中铝引入的稳定性。在研究了先驱体纤维组成和连续烧结过程对纤维烧结影响的基础上,设计了新的连续 烧结工艺,可避免纤维在烧结过程中发生晶粒粗化,提高了SA型SiC纤维连续化制备过程的稳定性。 采用FTIR、1HNMR和UV-Vis等手段对PSCS和 Al(AcAc)3的反应过程进行实时跟踪,发现合成过程三个阶段的主要反应:在RT-325的第1阶段,主要发生PSCS裂解重排和扩链反应,Si-Si-Si链转变 为Si-C-Si链,并生成Si-H键;在325~420的第II阶段,主要是PSCS的Si-H键与Al(AcAc)3之间的反应;在420以上的第III阶段,主要发生分子间缩 合反应,由于Al(AcAc)3的多官能团交联作用,这一阶段分子量和支化度急剧增加。 在以上研究基础上,解决了反应过程中铝含量波动的问题,并 缩短了合成时间。研究表明,延长反应时间可减少铝的损失并提高Mn,而延长第I阶段反应时间最为有利;据此调整合成升温制度并稳定精制工艺后,实 现了PACS铝含量的可控性。针对合成时间过长不利于实际生产的问题,在裂解柱中填充填料来促进裂解重排和扩链反应,使整个合成时间缩短了近一半 。并且,由此合成的PACS的Si-Si-Si链含量更低,Mn更大,分子量分布更窄。 对PACS的流变性研究表明,PACS熔体是假塑性流体。当软化点在 190~220时,PACS的粘流活化能为190~260kJ/mol。PACS的粘度在100Pa.s左右时可纺性好。随着铝含量增加,PACS粘度增大,导致纺丝温度过高,可 纺性变差。采用PCS与PACS共混提高了可纺性,同时保持PACS的高分子量部分,纺出纤维的平均直径可从18μm左右下降到12μm左右。 PACS纤维的 预氧化是整个制备过程中的重要步骤。纤维中由此引入的氧具有多重作用,既使纤维交联确保下一步高温烧结时不并丝,又会在高温下带走纤维中富余 碳使SA型SiC纤维达到近化学计量比。但研究表明,纤维中氧含量过高将造成过多孔缺陷,甚至使纤维富硅,同时也会使铝失效导致SA型SiC纤维发生晶 粒粗化。一般当PACS纤维的预氧化增重率约8.5wt%时,能制备出近化学计量比的连续纤维。研究还发现铝含量变化对PACS纤维的预氧化过程具有较大的 影响,体现在铝含量提高其预氧化程度增加,但铝含量超过临界值后交联度反而下降。最终,本文在综合氧的多重作用并确定最佳氧含量范围后,通过 实时称重预氧化装置实现了预氧化程度的精确控制。 在对PACS预氧化纤维高温连续烧结制备SA型SiC纤维的研究过程中发现以下规律。PACS纤维中 含有少量的铝(>0.2wt%)就能有效抑制β-SiC晶粒增长,但当铝含量进一步增加时,其抑制晶粒长大作用基本不变。通过EFTEM分析发现铝原子富集于晶 界,证实了铝的抑晶机理;由此认为,连续烧结时,纤维中氧含量过高将与铝结合,使铝不能有效进入β-SiC晶格,导致铝的抑制晶粒长大的作用失效 。此外,铝在PACS纤维中起到交联作用,故适当过量的铝有助于降低预氧化程度,减少预氧化过程中引入的氧;一步连续烧结对PACS预氧化纤维氧含量 要求高,并且SiCxOy相分解过快是导致纤维存在较多孔缺陷和发生晶粒粗化的重要原因;二步烧结过程中SiCxOy纤维富碳层的存在导致气体扩散受阻是 纤维制备不稳定的重要原因。根据以上研究,设计了新的烧结工艺。此工艺对PACS纤维氧含量要求适中,并可协调和控制SiCxOy相分解和致密化过程 :第一步将PACS预氧化纤维在1500~1600下连续预烧,使SiCxOy相分解速度降低;第二步将纤维在1800左右连续烧结,使纤维尽可能致密化。此烧 结新工艺具有较好的性能重复性,制备出的连续SA型SiC纤维在1800氩气中热处理1小时不出现晶粒粗化,强度保留率为77%。 10.会议论文 高积强.黄清伟 Nicalon短纤维增强LAS玻璃陶瓷复合材料的制备 1997 用流延法制备了单向短切碳化硅纤维(Nicalon)增强LAS玻璃陶瓷基复合材料。考察了有关工艺参数对复合材料强度的影响。结果表明 :短切碳化硅纤维的加入提高了LAS玻璃陶瓷基体的强度;短切碳化硅纤维增强LAS玻璃陶瓷基复合材料性能与热压温度有密切关系。 引证文献(3条) 1.史国普 纤维增强陶瓷基复合材料概述[期刊论文]-陶瓷 2009(1) 2.杨大祥.宋永才 先驱体法制备连续SiC纤维的特性及其应用[期刊论文]-兵器材料科学与工程 2007(06) 3.张勇.冯涤.陈希春 连续纤维增强SiC复合材料制备工艺与性能研究进展[期刊论文]-材料导报 2005(03) 本文链接:http://d.g.wanfangdata.com.cn/Periodical_cldb200308019.aspx 下载时间:2010年2月7日

该用户的其他资料

  • 名称/格式
  • 评分
  • 下载次数
  • 资料大小
  • 上传时间

用户评论

0/200
    暂无评论
上传我的资料

相关资料

资料评价:

/ 7
所需积分:5 立即下载
返回
顶部
举报
资料
关闭

温馨提示

感谢您对爱问共享资料的支持,精彩活动将尽快为您呈现,敬请期待!