陈腾飞[1]2003年在《炭纤维坯体结构及增密方式对炭/炭复合材料界面及性能的影响研究》文中研究说明本文在仔细剖析国外现役航空刹车用炭／炭复合材料的结构和性能的基础上，设计和制备了针刺毡坯体，研究了坯体结构对炭／炭复合材料增密、基体炭结构和性能的影响，探索了一条快速制备高性能炭／炭复合材料的全新途径；采用单纤维顶出法测定了炭纤维／基体炭界面强度，分析了界面强度的影响因素；利用高分辨透射电镜研究了基体炭的结构，用SAED测定了不同结构炭的取向角。 首次利用热梯度CVD方法的原理，在制备针刺毡时创造性地加入导电层，使坯体内部产生温度梯度，能成倍提高CVD增密速度，制备的炭／炭复合材料综合性能较好，为降低炭／炭复合材料成本、提高性能提供了一条全新思路，对于加快炭／炭复合材料的工艺突破具有深远意义。 首次利用高分辨透射电镜发现了粗糙层热解炭中存在特殊结构，即紧挨炭纤维的是几个nm厚沿纤维轴取向的高织构成分，然后过渡为低或中等取向的结构，最后才是本体取向较好的结构。粗糙层热解炭的碳层面比较平直，堆积较厚，存在窄小的微裂纹；光滑层热解炭的高分辨透射电镜照片中也可以看到比较好的层面结构，但有一些薄“带”发生弯曲变形，并逐渐过渡为取向不太好的结构；热解炭的取向角可以从20°到90°变化。沥青炭的碳基面排列比较规整，也存在窄小的微裂纹，取向角很小，(002)环由分散的斑点组成；树脂炭亦具有一定的取向性，但大部分结构层次不清晰，取向角为180°，而靠近炭纤维的界面区的取向角为110°左右，说明存在明显的应力石墨化。 比较系统地研究了基体炭结构、炭纤维类型、坯体热处理温度、浸渍炭化等因素对炭／炭复合材料中炭纤维／基体炭界面强度的影响。粗糙层热解炭和沥青炭与炭纤维间的界面剪切强度较高，树脂炭的次之，光滑层热解炭的最低。采用PANOF作为纤维材料制毡，可以得到界面强度较高的炭／炭复合材料。当坯体预热处理温度由2100℃变化到2300℃、2450℃、2700℃时，炭纤维／基体炭界面剪切强度先呈降低趋势，在2450℃到最低，然后2700℃处理的又升高，采用2100℃或2700℃进行坯体预热处理比较合适于制各界面性能较好的炭／炭复合材料。树脂或沥青浸渍炭化补充增密对炭纤维／热解炭界面强度没有多大影响，主要取决于起始基体炭的结构。 系统研究了无纬布和网胎纤维类型、布毡比(无纬布和网胎的重量比)、单元厚度(每厘米所铺的单元数)、加入导电层对炭／炭复合材料制备、力学性能、导热性能和摩擦磨损性能的影响。采用全预氧丝制毡有利于制得摩擦磨损性能优异的炭／炭复合材料：发现存在一个合适的布毡比和单元厚度使炭／炭复合材料的弯曲力学性能较高。用“混杂趋同效应”成功解释了布毡比对炭／炭复合材料弯曲力学性能的影响。 结合炭纤维／基体炭界面强度、炭纤维的断裂强度和基体炭的硬度影响磨屑的产生和成膜能力，解释了粗糙层热解炭比光滑层热解炭摩擦磨损性能好的原因。在压应力和热应力的作用下，摩擦表面存在额外石墨化现象。 分析了CVD沉积机理，提出成核、炭化与沉积、生长的相对速度影响最后得到的热解炭结构类型，对于沉积工艺的突破具有重要意义。
熊翔[2]2004年在《炭/炭复合材料制动性能研究》文中进行了进一步梳理炭/炭复合材料(简称C/C复合材料)比强度、比模量和断裂韧性高,密度低,具有很好的热稳定性、抗烧蚀性和化学稳定性,是理想的航天航空用耐高温热结构材料。尤其是作为飞机制动材料,它表现出优良的摩擦磨损性能,在各种新型军民用飞机上得到了广泛应用。但我国目前仍未取得技术上的突破。本研究以航空飞机刹车盘为背景,在C/C复合材料制备技术、化学气相渗(CVI)热解炭结构控制、力学性能与破坏机理、制动摩擦磨损性能及其机理等方面进行了较深入的研究与探讨。 本研究的主要内容和结论如下: (1)C/C复合材料的制备以全炭纤维准叁维针刺毡为预制体,采用化学气相渗透(CVI)为主、液相树脂或沥青浸渍-炭化为辅的复合增密技术。为加快CVI速度和控制好热解炭结构,在对热解炭沉积机制研究的基础上,提出了通过控制沉积区域的微气氛来获得理想热解炭结构的技术途径,并发明了一种微压差定向流CVI技术,成功制备出理想的粗糙层结构热解基炭C/C复合材料。 (2)C/C复合材料的叁点弯曲、层间剪切和纵向、横向压缩等力学性能进行了测试和分析,就不同CVI热解炭结构而言,光滑层(SL)结构基质炭的弯曲强度和层间剪切强度要明显高于粗糙层(RL)和SL+RL两种基质炭的弯曲强度和层间剪切强度;且强度随密度升高而增大,密度越高,强度增长幅度越大。纵向压缩破坏为分层劈裂方式;横向压缩破坏依密度高低,有压溃破坏、剪切破坏和分层破坏方式。30%纤维体积含量的C/C复合材料较40%和25%纤维体积含量的C/C复合材料具有更佳的力学性能。 (3)C/C复合材料进行了模拟飞机不同条件制动的摩擦磨损性能试验。以粗糙层结构为主的热解炭有利于C/C复合材料获得优良的制动摩擦磨损性能,在各种刹车速度和刹车压力条件下均保持高而稳定的摩擦系数和较低的磨损。这是因为,在摩擦剪切作用下,由粗糙层结构热解炭生成的磨屑易剪切变形,覆盖在摩擦表面,形成平整、光滑的摩擦膜。该摩擦膜具有自修复功能,确保C/C复合材料具有稳定的摩擦磨损性能。 (4)关于最终高温热处理温度的影响,由于强烈的摩擦剪切作用可促进摩擦膜内碳原子的迁移,较高的刹车速度和刹车压力促使膜
辛伟[3]2007年在《添加碳化硼对炭/炭复合材料的性能影响研究》文中指出C/C复合材料具有突出的高温力学、热物理及摩擦磨损性能，广泛应用于航空航天等领域，但其存在高于400℃的氧化性气氛中易氧化等不足。为了克服其不足，改善其综合性能，并拓展其应用领域，本文开展了于C/C复合材料中添加陶瓷颗粒的基体改性研究。采用在炭纤维针刺整体毡成型过程中加入碳化硼粉末的新方法制得含碳化硼的预制体，经化学气相渗透、树脂浸渍／炭化增密制备了添加碳化硼的C/C复合材料。通过光学显微镜、SEM和XRD等分析手段对其显微组织结构特征和石墨化度变化规律进行了研究，考察了其氧化特性、力学性能和摩擦磨损性能，并探讨了这些性能的影响因素及机理。研究结果表明：(1)添加的碳化硼颗粒主要弥散地分布于预制体的网胎层中。CⅥ增密后，碳化硼与围绕其沉积的热解炭之间没有间隙、结合紧密，且SEM下，碳化硼表面沉积的热解炭呈苞状和蠕虫状两种形态。(2)碳化硼对C/C复合材料有促进石墨化作用，随碳化硼含量的增加或热处理温度的提高，材料的石墨化度提高。高温是碳化硼发挥促进石墨化作用的重要条件；热处理温度较低时，仅“固溶促进石墨化”机制起作用，热处理温度提高，“固溶促进石墨化”作用加强，且可能引发其他促进石墨化机制作用，材料的石墨化度提高更为显着。(3)2000℃热处理温度时，添加碳化硼C/C复合材料的抗氧化能力不及未添加碳化硼的C/C复合材料。添加碳化硼C/C复合材料的抗氧化能力随着热处理温度的不断提高而增强，当热处理温度为2500℃时，添加碳化硼C/C复合材料的抗氧化能力显着高于未添加碳化硼的C/C复合材料，其机理是：a、石墨化度和微晶尺寸明显增大、置换固溶硼的作用加强使炭纤维和基体炭本身的抗氧化能力提高；b、氧化过程中生成的B_2O_3保护膜或保护簇团阻碍了氧向材料内扩散以及抑制了纤维上活性点的氧化。(4)实验考察范围内，添加碳化硼C/C复合材料的弯曲强度为80～130 MPa，垂直压缩强度为90～150 MPa，平行压缩强度为60～110 MPa。添加碳化硼使得C/C复合材料力学性能降低，且随碳化硼含量的增多，C/C复合材料的弯曲强度和压缩强度趋于降低；添加碳化硼C/C复合材料随热处理温度的升高弯曲强度和压缩强度降低。添加碳化硼C/C复合材料弯曲破坏属于脆性断裂方式，碳化硼含量越多、热处理温度越高，脆性断裂特征越明显。(5)经不同温度热处理后，添加碳化硼C/C复合材料的摩擦磨损性能有很大的差别。2000℃时，表现为严重的磨粒磨损，材料磨损相当严重，摩擦系数较高；2300℃时，摩擦表面形成平整而光滑的自润滑膜，材料抗磨能力明显增强，且摩擦系数偏小；2500℃时，磨损又较2300℃时有所增加，摩擦系数偏大；增大刹车压力，添加碳化硼C/C复合材料的摩擦系数有所下降，摩擦曲线更加平稳，磨损增加。实验考察范围内，添加碳化硼C/C复合材料摩擦磨损性能最佳为摩擦系数0.32，稳定系数0.60，线磨损1.9μm，质量磨损8.69mg。
参考文献：
[1]. 炭纤维坯体结构及增密方式对炭/炭复合材料界面及性能的影响研究[D]. 陈腾飞. 中南大学. 2003
[2]. 炭/炭复合材料制动性能研究[D]. 熊翔. 中南大学. 2004
[3]. 添加碳化硼对炭/炭复合材料的性能影响研究[D]. 辛伟. 中南大学. 2007