论文部分内容阅读
炭/炭(C/C)复合材料具有优异的高温性能，已广泛应用于航空航天领域，然而C/C复合材料在高温有氧环境中容易发生氧化，导致其力学性能急剧下降，通过在C/C复合材料表面制备高温抗氧化陶瓷涂层可以在一定层度上抑制C/C复合材料基体的氧化，但由于陶瓷涂层与基体热膨胀系数不匹配的问题无法得到根本的解决，涂层C/C复合材料在服役过程中不可避免地会因热应力在涂层以及基体内部产生裂纹，这直接影响到涂层C/C复合材料的服役寿命。为了解决上述问题，本文创新性地提出了一种SiC纳米线(SiCNW)的制备方法，并将其引入到高温陶瓷涂层中，以期实现对高温陶瓷涂层的增强和增韧，改性涂层和基体之间的界面，从而提高涂层C/C复合材料的高温抗氧化性能，延长其服役寿命。本文的主要研究内容和结论如下: 1.通过掺杂沥青热解制备SiCNW。研究了热解温度和聚碳硅烷(PCS)/沥青二甲苯可溶物(TSCTP)配比对SiCNW生长的影响，并探讨了其可能的生长机理。结果表明: (1)热解温度的提高会导致SiCNW的直径和含量均出现增长，SiCNW的微观形貌也发生一定的变化，这主要是因为随着热解温度的升高，体系内反应原料SiOC的热解和SiO2和活性C的碳热还原反应加剧，体系内反应活性组SiO和CO气氛浓度增加所致; (2)随着原料中PCS/TSCTP配比的增大，试样表面SiCNW的含量出现先增大后减小的趋势，当PCS/TSCTP=40％时，试样表面SiCNW的含量最大。当PCS/TSCTP配比较小时，PCS热解转化的SiC微晶较少，导致SiCNW成核点较少;而当PCS/TSCTP配比较大时，活性C的不足会抑制SiO2和活性C的反应，导致体系内反应组分浓度下降，成核点的数量较少和反应体系组分浓度较低对SiCNW的产量均是不利的; (3)制备的SiCNW为β-SiC单晶结构，生长方向沿[111]方向。SiCNW生长机理遵循气-固(VS)机理，SiCNW的晶核为SiC微晶，反应活性组分为SiO和CO气体，两者主要来源于SiOC的分解及SiO2和C的碳热还原反应。 2.通过聚碳硅烷掺杂沥青浸渍裂解(PIP)在低密度C/C复合材料表面制备了网状SiCNW层，然后通过反应熔体浸渗法在网状SiCNW中引入SiC得到SiC-SiCNW复合涂层。考察了SiC涂层和SiC-SiCNW涂层C/C复合材料在800℃，1100℃，1300℃，1500℃下的抗氧化性能及其在1500℃至常温循环的抗热震性能。为了探究SiCNW层的制备对SiC涂层C/C复合材料抗氧化性能影响，在同等条件下测试了SiC涂层C/C复合材料在1500℃的抗氧化性能和1500℃至常温循环的抗热震性能。结果表明: (1)SiCNW层的制备有利于改善SiC-SiCNW涂层C/C复合材料的抗氧化性能和抗热震性能，SiC-SiCNW涂层C/C复合材料具有较好的抗氧化效果与涂层表面形成的SiO2阻氧层和SiCNW的增强增韧有关; (2)SiC-SiCNW涂层C/C复合材料在1300℃和1500℃具有较好的抗氧化性能，而在800℃和1100℃的抗氧化性能不佳，这主要是由于SiC陶瓷在低温下不能被氧化形成连续的SiO2阻氧层。 3.通过料浆涂刷法在SiC-SiCNW复合涂层C/C复合材料表面制备了HfB2-WB2-Si外涂层，最终得到SiCNW增韧的HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW涂层C/C复合材料。考察了HfB2-WB2-Si/SiC涂层C/C复合材料和以不同W/Hf掺杂配比制备的HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW涂层C/C复合材料在1500℃的抗氧化性能，以及HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW涂层C/C复合材料在1300℃，1100℃和800℃的抗氧化性能，并通过预氧化工艺改善了其在800℃较差的抗氧化效果。结果表明: (1)HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW复合涂层C/C复合材料抗氧化效果优于HfB2-WB2-Si/SiC涂层C/C复合材料，HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW复合涂层C/C复合材料具有优异的抗氧化性能与其表面氧化形成的连续、完整的HfSiO4-SiO2-WO3玻璃膜以及涂层结构的致密有关; (2)随着原料中W含量的逐渐增多，HfB2-WB2-Si/SiC-SiCNW涂层C/C复合材料的失重率呈现先减小后增大趋势，当摩尔比W/Hf=2∶3时，复合涂层具有较好的抗氧化效果，涂层抗氧化效果受涂层表面WO3的分相和氧化形成的HfSiO4等高熔点颗粒产生的钉扎效应共同作用; (3)复合涂层在800℃具有较差的抗氧化效果源于氧化温度下复合涂层不能形成稳定的有愈合功能的玻璃态阻氧层，而预氧化工艺可以在涂层表面形成SiO2-B2O3-WO3玻璃相阻氧层，改善复合涂层800℃的抗氧化性能。