SiC/ZrC前驱体配比对C/C-SiC-ZrC复合材料烧蚀性能的影响
发布时间：2021-07-26 08:56
以不同质量比Si C/Zr C有机前驱体混合溶液为浸渍剂,采用前驱体浸渍裂解法（PIP）制得C/CSi C-Zr C复合材料。对C/C-Si C-Zr C复合材料的组成、微观结构及烧蚀性能进行了分析和测试,探讨了Si C/Zr C前驱体配比对复合材料烧蚀性能的影响。结果表明,随着Zr C含量的增加,复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率呈现出先减小后增大的趋势。采用质量比为1∶3的Si C/Zr C前驱体混合溶液制备的C/C-Si C-Zr C复合材料具有相对较好的烧蚀性能,试样在氧乙炔焰下3 000℃烧蚀20 s,其质量烧蚀率和线烧蚀率分别为-0.65 mg/s和21μm/s。Si C-Zr C复相陶瓷中Zr C含量过低或过高均不利于提高其氧化稳定性,而Zr C含量适中的Si C-Zr C复相陶瓷具有较好的氧化稳定性。
【文章来源】：宇航材料工艺. 2016,46(01)北大核心CSCD
【文章页数】：7 页
【部分图文】：
/C－SiC－ZrC复合材料表面的XＲD谱图
从图2(c)可以看出，陶瓷相主要由Si元素组成，含有较少的Zr元素，基本无O元素。从图2(d)可以看出，材料内部存在较多的孔洞，其表面黏附有大量晶须状陶瓷相［图2(e)］，这是由于PCS在高温裂解过程中产生的CO和SiO气体在相对密闭的孔隙中富集，从而气相生长形成的晶须状SiC［15－16］，从图2(f)可以证实晶须为SiC。这些SiC晶须的存在可以对复合材料起到增强增韧的作用［17］。SZ11的微观形貌和SZ31较为类似，只不过SZ11表面的陶瓷相龟裂状况较SZ31有所好转，材料表面没有明显的陶瓷相剥落痕迹。表面内部图2SZ31的SEM照片及相应区域的面扫描能谱图Fig．2SEMimagesandEDSspectraofthesampleSZ31图3为SZ13表面和内部截面的SEM照片。从图3(a)、3(b)中可看出，材料表面由细小的陶瓷颗粒形成致密均匀的陶瓷涂层，没有碳纤维或碳基体裸露在外，部分区域存在一些微裂纹和孔隙。随着ZrC含量的增加，形成了尺寸为200nm左右陶瓷颗粒，这些明显细化的陶瓷相可以大大减少陶瓷涂层因龟裂严重而从材料表面剥落的情况。从图3(e)可以看出，孔洞表面依然覆盖着颗粒状和晶须状的陶瓷相。从图3(c)、(f)可以看出，材料主要由C、Si、Zr元素组成，几乎不含O元素。所制备C/C－SiC－ZrC复合材料内部Si元素的相对含量均高于材料表面的，其形成原因与SZ31的类似。随着ZrC前驱体用量的宇航材料工艺http://www．yhclgy．com2016年第1期—67—
可以看出，材料内部存在较多的孔洞，其表面黏附有大量晶须状陶瓷相［图2(e)］，这是由于PCS在高温裂解过程中产生的CO和SiO气体在相对密闭的孔隙中富集，从而气相生长形成的晶须状SiC［15－16］，从图2(f)可以证实晶须为SiC。这些SiC晶须的存在可以对复合材料起到增强增韧的作用［17］。SZ11的微观形貌和SZ31较为类似，只不过SZ11表面的陶瓷相龟裂状况较SZ31有所好转，材料表面没有明显的陶瓷相剥落痕迹。表面内部图2SZ31的SEM照片及相应区域的面扫描能谱图Fig．2SEMimagesandEDSspectraofthesampleSZ31图3为SZ13表面和内部截面的SEM照片。从图3(a)、3(b)中可看出，材料表面由细小的陶瓷颗粒形成致密均匀的陶瓷涂层，没有碳纤维或碳基体裸露在外，部分区域存在一些微裂纹和孔隙。随着ZrC含量的增加，形成了尺寸为200nm左右陶瓷颗粒，这些明显细化的陶瓷相可以大大减少陶瓷涂层因龟裂严重而从材料表面剥落的情况。从图3(e)可以看出，孔洞表面依然覆盖着颗粒状和晶须状的陶瓷相。从图3(c)、(f)可以看出，材料主要由C、Si、Zr元素组成，几乎不含O元素。所制备C/C－SiC－ZrC复合材料内部Si元素的相对含量均高于材料表面的，其形成原因与SZ31的类似。随着ZrC前驱体用量的宇航材料工艺http://www．yhclgy．com2016年第1期—67—
【参考文献】：
期刊论文
[1]高温处理对PCS裂解SiC基体的微晶形态及C/C-SiC材料性能的影响[J]. 杨星,崔红,闫联生,张强,赵景鹏. 固体火箭技术. 2012(01)
[2]碳/碳复合材料的宽温域自愈合抗氧化[J]. 张伟刚. 中国材料进展. 2011(11)
[3]整体抗氧化C/C-ZrC-SiC复合材料的超高温烧蚀性能研究[J]. 武海棠,魏玺,于守泉,张伟刚. 无机材料学报. 2011(08)
[4]C/C复合材料ZrC/SiC抗烧蚀涂层性能研究[J]. 李照谦,李贺军,曹翠微,李克智,张守阳,赵华. 固体火箭技术. 2011(01)
[5]先驱体转化法制备2D C/SiC-ZrC复合材料中ZrC含量对材料结构性能影响研究[J]. 王其坤,胡海峰,陈朝辉. 航空材料学报. 2009(04)
本文编号：3303251
【文章来源】：宇航材料工艺. 2016,46(01)北大核心CSCD
【文章页数】：7 页
【部分图文】：
/C－SiC－ZrC复合材料表面的XＲD谱图
从图2(c)可以看出，陶瓷相主要由Si元素组成，含有较少的Zr元素，基本无O元素。从图2(d)可以看出，材料内部存在较多的孔洞，其表面黏附有大量晶须状陶瓷相［图2(e)］，这是由于PCS在高温裂解过程中产生的CO和SiO气体在相对密闭的孔隙中富集，从而气相生长形成的晶须状SiC［15－16］，从图2(f)可以证实晶须为SiC。这些SiC晶须的存在可以对复合材料起到增强增韧的作用［17］。SZ11的微观形貌和SZ31较为类似，只不过SZ11表面的陶瓷相龟裂状况较SZ31有所好转，材料表面没有明显的陶瓷相剥落痕迹。表面内部图2SZ31的SEM照片及相应区域的面扫描能谱图Fig．2SEMimagesandEDSspectraofthesampleSZ31图3为SZ13表面和内部截面的SEM照片。从图3(a)、3(b)中可看出，材料表面由细小的陶瓷颗粒形成致密均匀的陶瓷涂层，没有碳纤维或碳基体裸露在外，部分区域存在一些微裂纹和孔隙。随着ZrC含量的增加，形成了尺寸为200nm左右陶瓷颗粒，这些明显细化的陶瓷相可以大大减少陶瓷涂层因龟裂严重而从材料表面剥落的情况。从图3(e)可以看出，孔洞表面依然覆盖着颗粒状和晶须状的陶瓷相。从图3(c)、(f)可以看出，材料主要由C、Si、Zr元素组成，几乎不含O元素。所制备C/C－SiC－ZrC复合材料内部Si元素的相对含量均高于材料表面的，其形成原因与SZ31的类似。随着ZrC前驱体用量的宇航材料工艺http://www．yhclgy．com2016年第1期—67—
可以看出，材料内部存在较多的孔洞，其表面黏附有大量晶须状陶瓷相［图2(e)］，这是由于PCS在高温裂解过程中产生的CO和SiO气体在相对密闭的孔隙中富集，从而气相生长形成的晶须状SiC［15－16］，从图2(f)可以证实晶须为SiC。这些SiC晶须的存在可以对复合材料起到增强增韧的作用［17］。SZ11的微观形貌和SZ31较为类似，只不过SZ11表面的陶瓷相龟裂状况较SZ31有所好转，材料表面没有明显的陶瓷相剥落痕迹。表面内部图2SZ31的SEM照片及相应区域的面扫描能谱图Fig．2SEMimagesandEDSspectraofthesampleSZ31图3为SZ13表面和内部截面的SEM照片。从图3(a)、3(b)中可看出，材料表面由细小的陶瓷颗粒形成致密均匀的陶瓷涂层，没有碳纤维或碳基体裸露在外，部分区域存在一些微裂纹和孔隙。随着ZrC含量的增加，形成了尺寸为200nm左右陶瓷颗粒，这些明显细化的陶瓷相可以大大减少陶瓷涂层因龟裂严重而从材料表面剥落的情况。从图3(e)可以看出，孔洞表面依然覆盖着颗粒状和晶须状的陶瓷相。从图3(c)、(f)可以看出，材料主要由C、Si、Zr元素组成，几乎不含O元素。所制备C/C－SiC－ZrC复合材料内部Si元素的相对含量均高于材料表面的，其形成原因与SZ31的类似。随着ZrC前驱体用量的宇航材料工艺http://www．yhclgy．com2016年第1期—67—
【参考文献】：
期刊论文
[1]高温处理对PCS裂解SiC基体的微晶形态及C/C-SiC材料性能的影响[J]. 杨星,崔红,闫联生,张强,赵景鹏. 固体火箭技术. 2012(01)
[2]碳/碳复合材料的宽温域自愈合抗氧化[J]. 张伟刚. 中国材料进展. 2011(11)
[3]整体抗氧化C/C-ZrC-SiC复合材料的超高温烧蚀性能研究[J]. 武海棠,魏玺,于守泉,张伟刚. 无机材料学报. 2011(08)
[4]C/C复合材料ZrC/SiC抗烧蚀涂层性能研究[J]. 李照谦,李贺军,曹翠微,李克智,张守阳,赵华. 固体火箭技术. 2011(01)
[5]先驱体转化法制备2D C/SiC-ZrC复合材料中ZrC含量对材料结构性能影响研究[J]. 王其坤,胡海峰,陈朝辉. 航空材料学报. 2009(04)
本文编号：3303251
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