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C/C 坯体结构对 RMI 制备 C/SiC 复合材料的影响

发布时间:2018-12-10发布人:opebet体育科技浏览:
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摘要:采用无涂层、SiC 涂层、C 和 SiC 复合涂层处理的炭布 / 网胎预制体,经过 CVD 和树脂浸渍 / 炭化混合致密,制备了 4种 C/C 坯体,随后熔融渗硅获得 C/SiC 复合材料;研究了不同纤维涂层、基体炭类型对 C/SiC 复合材料弯曲强度和断裂方式的影响,并对复合涂层状态的 C/SiC 材料的摩擦磨损性能进行测试。结果表明:混合基体炭与纯热解炭的 C/C 坯体相比,制备的 RMI-C/SiC 材料弯曲强度更高,且经过涂层处理的 C/SiC 材料弯曲强度最高;复合涂层、混合基体炭均使材料表现出良好的“假塑性”。复合涂层处理的试样在制动压力 0.6~0.8 MPa、惯量 0.3~0.4 kg·m2、转速为 6000~7500 r/min 的条件下,平均摩擦系数为0.348~0.454,且材料磨损量较小,最大为 2.188 μm/( 面·次 )。

关键词:C/SiC 复合材料;C/C 坯体;弯曲性能;摩擦磨损 
     
 引言

C/SiC 复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、耐磨损、使用寿命长、对环境适应性强等一系列优点,在航空航天领域具有广泛的应用。如航天飞行器的头锥、机翼前缘,液体火箭发动机燃烧室、喷管,航空发动机尾喷管调节片、密封片等。作为摩擦材料,C/ SiC 摩擦性能高而稳定,代表着当前制动材料的最高水平,已经在一些跑车如 Por-sche、Ferrari 和 Daimler Chrysle 上得到应用。

C/SiC 制备方法有化学气相渗透(CVI)、先驱体浸渍 - 裂解法(PIP)、熔融渗硅(RMI/LSI)等。其中,熔融渗硅法在 20 世纪 80 年代德国的 Firzer 首创以来,因其生产周期短,成本低,成为非常具有市场竞争力的工业化生产技术。RMI 工艺制备的 C/SiC 复合材料受多种因素的影响,本研究主要通过对不同结构状态的 C/C 坯体进行熔融渗硅,研究不同的基体炭类型、不同的炭纤维涂层状态,对制备的 C/SiC 复合材料的弯曲性能的影响,并对多涂层 C/C 坯体制备的 C/SiC 复合材料进行摩擦磨损性能进行考核。


1 试验
1.1 C/SiC 复合材料的制备

试验所用纤维预制体为 3K 斜纹炭布 / 网胎结构,初始密度为 0.33~0.39 g/cm3。在炭纤维上沉积 SiC 涂层、C 和 SiC 复合涂层,经化学气相沉积、糠酮树脂浸渍 / 碳化工艺致密,形成具有不同结构状态的 C/C 坯体,随后在真空渗硅炉中熔融渗硅获得 C/SiC 复合材料。C/C 坯体的状态及熔融渗硅后的密度见表 1。

表 1 C/C 坯体结构及渗硅后的材料密度

表 1 C C 坯体结构及渗硅后的材料密度 Table 1.jpg

1.2 性能测试

C/SiC 复合材料的三点弯曲试样尺寸为 55 mm×10 mm×4 mm,在 INSTRON 4505 型电子万能试验机上进行弯曲性能测试。采用 JSM-6460LV 型扫描电子显微镜对材料断口形貌进行观察。

摩擦磨损试验采用 MM-1000 型摩擦磨损试验机,进行模拟刹车试验。本试验静盘和动盘均为 RMI-C/SiC 复合材料,静盘的外径为 87 mm,内径为53 mm,厚度为 10 mm,动盘的外径为 75 mm,内径为 53 mm,厚度为 10 mm。将动盘和静盘通过工装装卡后固定在试验机上,调整试验参数进行动盘和静盘试样对磨面的初步磨合,使动盘和静盘的摩擦面较平整,随后对试样进行尺寸测量,按照试验设定参数(表 2)进行摩擦磨损性能测试。试验过程中,每一试验条件进行多次刹车试验,测试完毕后,测量试样盘圆周均布的 4 点处摩擦前后的尺寸变化,取平均值得到线性磨损。试验机直接记录摩擦系数和制动力矩、制动压力等随时间的变化。

表 2 摩擦磨损试验条件

表 2 摩擦磨损试验条件.jpg


2 结果与讨论

2.1 C/SiC 复合材料的弯曲性能

表 3 为熔融渗硅后的 C/SiC 复合材料的弯曲性能情况。不同的 C/SiC 材料的性能差别较大,纯热解炭坯体制备的 C/SiC 材料与热解炭 + 树脂炭的混合基体制备的 C/SiC 材料相比,后者的弯曲强度比前者高,为 110 MPa,且其弯曲挠度也高于前者。与试样 2 相比,试样 3 和试样 4 对炭纤维进行涂层处理,材料的弯曲强度、模量均高于未经涂层处理的试样 2。试样 3 与试样 4 相比,单一 SiC 涂层结构的试样 3 弯曲强度(143 MPa)略高于 C+SiC 复合涂层的试样 4 (132 MPa),但其弯曲挠度低于试样 4。

表 3 C/SiC 复合材料的弯曲性能

表3  C SiC 复合材料的弯曲性能.jpg

上述 C/C 坯体对复合材料弯曲性能的影响主要在于纤维涂层、基体炭等的界面结合,以及不同涂层在界面层制备、熔融渗硅过程对材料的作用。界面是复合材料重要的组成部分,上述四种试样的 C/ C 坯体具有不同的界面结构,因而其制备的 C/SiC 复合材料的界面性能也不同。复合材料主要依赖于纤维 / 基体间的界面结合来传递载荷,界面结合强度太高会使复合材料表现出脆性断裂的行为;太弱则不能传递载荷,纤维起不到增强作用;只有界面结合强度适中时,裂纹在界面偏转,材料表现出非线性。炭纤维上沉积的 C、SiC 涂层在 RMI 过程中可减少熔融硅对纤维的侵蚀,提高材料的性能。

图 1 为四种 C/SiC 材料的弯曲载荷 - 位移曲线,试样 1~ 试样 4 的载荷 - 位移曲线的表现形式不同。图中试样 1 和试样 3 在达到最高载荷后快速降低,特别是试样 1,在载荷达到最大值时突然下降,表现出较明显的脆性破坏。试样 2 和试样 4 的弯曲载荷 - 位移曲线包括线性和非线性两个阶段,非线性阶段出现特有的台阶变化形式,材料表现出良好的“假塑性”。在载荷作用下,裂纹从试样基体层开始扩展,遇到质软的热解炭涂层发生偏转,热解炭与纤维脱粘,消耗大量了大量的能量,载荷 - 位移曲线出现明显的“台阶状”;随着裂纹的进一步扩展,纤维脱粘拔出,载荷 - 位移曲线出现平台,随着纤维束的断裂,载荷急剧下降,直至弯曲过程完成。综合弯曲性能数据分析,试样 2 和试样 4 两种 C/SiC 材料断裂均表现了一定的“韧性”,且试样 4 在具有一定“韧性”的基础上,弯曲强度和弯曲模量较高。

图 1 C/SiC 复合材料的弯曲载荷 - 位移曲线

图 1 C SiC 复合材料的弯曲载荷 - 位移曲线.jpg

上述 4 种 C/SiC 复合材料的弯曲断口形貌见图 2,试样 1~ 试样 4 呈现出不同的断口形貌。图 2(a)为试样 1 的断口形貌,试样断口较为平整,纤维拔出较短,说明 C/C 坯体的炭纤维与基体之间结合较强,相应 C/SiC 复合材料的基体与纤维之间仍保持较强的界面结合强度,弯曲断裂时纤维难以脱粘拔出,因而试样断口平整;图 2(c)试样 3 的断口形貌中纤维拔出与试样 1 类似,纤维拔出也较短,且试样断口较平整。图 2(b)和(d)中试样 2、试样 4 的弯曲断口有大量的纤维拔出和脱粘,围绕炭纤维的部分涂层(热解炭)剥落 , 但仍有一部分留在炭纤维上 , 这样使得其纤维或纤维束在拔出过程中具有较大阻力 , 且多层界面层增加了裂纹的扩展路径 ,从而在弯曲断裂时既有较高的弯曲强度 , 又有较大的位移 。

图 2 C/SiC 复合材料的弯曲断口形貌
图片2.jpg图2b.jpg
图2c.jpg图2d.jpg

2.2 C/SiC 复合材料的摩擦磨损性能

对弯曲强度、模量较高且具有较好“韧性”的试样 4 进行摩擦磨损试验,试验结果见表 4。表 4 中,摩擦系数的稳定性系数 S 由公式(1)计算 :

公式.jpg

式中,μcp 为平均摩擦系数,μmax 为最大摩擦系数。S 越大,表明在刹车过程中的摩擦系数 μ 越稳定。

表 4不同试验条件下的材料摩擦性能

表 4不同试验条件下的材料摩擦性能.jpg

表 4 中,在转速和惯量不变的情况下,制动压力由 0.6 MPa 提高到 0.8 MPa,平均摩擦系数由 0.454降低为 0.382,同时制动时间减少。这是因为制动压力增加,导致试样表面的微凸体变形增大,使对偶件的接触面积增加、摩擦力增大,表现为制动时间缩短;且在此制动压力范围,摩擦力增加的幅度小于制动压力增加的幅度,故摩擦系数降低。保持转速 6000 r/min、制动压力 0.6 MPa 不变,惯量由 0.3 kg·m2 增加到 0.4 kg·m ,制动能量增加,平均摩擦系数降低,制动时间由 9.329 s 增加为 14.303 s。随刹车能量的增加,摩擦材料的能量吸收量增大,摩擦面的温度升高,摩擦件表面起犁沟阻力的硬质相颗粒变软,因此摩擦系数变小 。在制动压力为0.6 MPa,惯量为 0.3 kg·m 的情况下,C/SiC 试样转速由 6000 r/min 增加到 7500 r/min,刹车能量(单位面积能载)由 2574 J/cm2 增加为 3999 J/cm,平均摩擦系数降低,导致制动时间延长,由 9.329 s 增加为15.173 s。

在 C/SiC 对偶摩擦试验中,不同试验条件下,动盘和静盘的线磨损量差别较大,动盘的线性磨损均高于静盘,且随着刹车条件的改变,动盘的线性磨损变化较小,但静盘的线性磨损量随着刹车能量的增大,呈现出逐渐增大的趋势。在摩擦过程,材料的磨损通常与摩擦系数存在密切关系 ,摩擦系数增大,摩擦件之间相互剪切作用增大,摩擦表层材料被剪断、脱落,表现为磨损增加。表 4 中,随着摩擦系数的增大,C/SiC 摩擦动盘的线磨损量逐渐增大,但静盘的线磨损未表现出此规律。这是因为 C/ SiC 材料的摩擦磨损是一个复杂的过程,受材料组成、制动条件等的影响,使得其磨损较为复杂。

图 3~ 图 6 为试样不同制动条件下摩擦扭矩的变化曲线。在 C/SiC 试样的制动过程中,制动压力不变,转速不断降低,摩擦系数随制动时间的变化趋势与制动扭矩相同。由图 3~ 图 6 可以看出,四种制动条件下的材料刹车曲线变化趋势相同,两端较高,中间平缓,整个刹车过程,制动曲线较平稳;随着转动惯量的增加、转速增大,图 5、图 6 与图 3 相比,刹车后期曲线“波动”明显。

图3 压力 0.6MPa、惯量 0.3 kg·m2、转速 6000r min 的 C SiC 制动曲线.png

图 3 压力 0.6MPa、惯量 0.3 kg·m2 、转速 6000r/min 的 C/SiC 制动曲线

图4 压力 0.8MPa、惯量 0.3 kg·m2、转速 6000r、min 的.jpg

图 4 压力 0.8MPa、惯量 0.3 kg·m2 、转速 6000r/min 的C/SiC 制动曲线

图5 压力 0.6MPa、惯量 0.4 kg·m2、转速 6000r·min 的 C·SiC 制动曲线.jpg

图 5 压力 0.6MPa、惯量 0.4 kg·m2 、转速 6000r/min 的 C/SiC 制动曲线

图6 压力 0.6MPa、惯量 0.3 kg·m2、转速 7500r·min 的 C·SiC 制动曲线.jpg

图 6 压力 0.6MPa、惯量 0.3 kg·m2 、转速 7500r/min 的 C/SiC 制动曲线

C/SiC 材料在刹车初期,刹车盘表面微凸体出现互相作用,使滑动方向上的阻力增加,从而引起刹车初期出现刹车扭矩增大的现象;同时由于微凸体的断裂会产生大量的磨粒,磨粒会在两摩擦表面产生犁沟作用,使摩擦扭矩增大,从而导致“前峰”现象。随着材料表面的微凸体的磨损,其作用减弱,磨损的微凸体形成的磨屑、基体及纤维磨损形成的磨屑在两摩擦面之间形成摩擦膜,使摩擦趋于稳定,材料制动过程的扭矩变化也趋于稳定 。在刹车后期,速度降低,摩擦面之间的摩擦膜稳定状态被打破,摩擦主要受静摩擦系数影响,C/SiC 材料静摩擦系数高于动摩擦系数,因而,材料之间的摩擦作用增强,出现“翘尾”现象 。


3 结论

(1)采用热解炭、树脂炭混合致密的 C/C 坯体,与纯热解炭的坯体相比,制备的 RMI-C/SiC 材料弯曲强度和挠度提高,材料断裂过程表现出台阶状的非线性特征。

(2)炭纤维经过 SiC 涂层、C+SiC 涂层,再进行混合基体炭致密,制备的 RMI-C/SiC 材料弯曲强度提高,为 132~143 MPa;且 C+SiC 复合涂层状态的材料断裂呈现逐层破坏机制,具有良好的“假塑性”。

(3)在制动压力为 0.6~0.8 MPa、惯量 0.3~0.4 kg·m、转速 6000~7500 r/min 的条件下,

经 C+SiC 涂层的 C/SiC 材料制动曲线较平稳,具有较高的摩擦系数:0.348~0.454,且材料磨损量较低,最大为 2.188 μm/( 面·次 )。

作者:庞菲,李辉,吴小军,王毅,

西安航天复合材料研究所、火箭军驻第四研究院军事代表室

文章来源于《炭素》2018年第3期

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