尹歡，彭可，饒菲，易茂中

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高固相含量漿料浸滲法制備C/C-SiC復(fù)合材料及其性能

尹歡，彭可，饒菲，易茂中

(中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

采用高固相含量漿料浸滲法制備C/C-SiC復(fù)合坯體，通過先驅(qū)體浸漬裂解工藝(PIP)增密制得C/C-SiC復(fù)合材料。對浸滲漿料的流變行為以及C/C-SiC復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和抗燒蝕性能進(jìn)行研究。結(jié)果表明：用體積分?jǐn)?shù)為5%乙醇水溶液制備SiC漿料，當(dāng)漿料pH值為6，聚乙烯亞胺(PEI)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.7%，固相體積分?jǐn)?shù)為40%時(shí)，漿料具有良好的流動性和滲透性。漿料浸滲后的坯體中，SiC顆粒主要分布在網(wǎng)胎層及針刺纖維區(qū)域。C/C-SiC復(fù)合材料具有優(yōu)良的力學(xué)性能，其抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為335.7 MPa和16.2 MPa·m1/2。在2 000 ℃氧乙炔焰燒蝕條件下，SiC被氧化生成的SiO2可填充氣孔、裂紋等缺陷，防止材料進(jìn)一步氧化，使得C/C-SiC復(fù)合材料表現(xiàn)出良好的耐燒蝕性能。

C/C-SiC復(fù)合材料；漿料；微觀結(jié)構(gòu)；力學(xué)性能；燒蝕性能

C/C-SiC復(fù)合材料具有低密度、高比強(qiáng)度、高比模量、高熱導(dǎo)率、低熱膨脹系數(shù)等優(yōu)異性能，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于航空航天、剎車制動及空間光學(xué)系統(tǒng)等領(lǐng) 域[1?6]。目前，C/C-SiC復(fù)合材料制備方法主要有先驅(qū)體浸漬裂解(PIP)[7?10]、化學(xué)氣相滲透(CVI)[11?12]、反應(yīng)熔體溶滲(RMI)[13?14]以及漿料浸滲法(SI)[15?17]等。然而，PIP和CVI工藝成本高、材料致密化周期長。RMI具有成本低、周期短、殘留孔隙率低等優(yōu)點(diǎn)，但制備過程中液態(tài)Si易與坯體碳發(fā)生反應(yīng)，并在材料中殘留一定量的游離Si。使復(fù)合材料的力學(xué)性能降低，斷裂韌性差[18?19]。SI被廣泛用于制備纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料，水性及有機(jī)漿料均能用于浸滲，可通過無壓或加壓輔助方法完成[20]。Paul將陶瓷漿料通過加壓或真空的方法多次浸滲纖維織物，然后CVI進(jìn)一步增密，制備了碳纖維增強(qiáng)超高溫陶瓷復(fù)合材料[21]。為了使?jié){料容易浸滲坯體，通常采用低固相含量漿料，但在浸滲過程中，溶劑和粉體容易分離，粉體常堆積在坯體的表面，難以均勻分布到坯體中，從而導(dǎo)致復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)不均勻和性能不一致[22]。因此，開發(fā)新工藝方法或優(yōu)化現(xiàn)有工藝方法以縮短制備周期，降低生產(chǎn)成本，使 C/C-SiC復(fù)合材料在各領(lǐng)域得到進(jìn)一步應(yīng)用，是目前C/C-SiC復(fù)合材料制備方法及應(yīng)用的研究重點(diǎn)。本研究首先制備了與C/C復(fù)合坯體潤濕性好、固相含量高、粘度低且穩(wěn)定性好的SiC漿料，然后將SiC漿料浸滲到低密度C/C復(fù)合坯體中，最后采用PIP工藝進(jìn)行增密得到C/C-SiC復(fù)合材料。高固相含量漿料浸滲法能一次滲入大量陶瓷粉體(體積分?jǐn)?shù)約為20%~25%)到碳纖維坯體中，并且分布均勻，提高了生產(chǎn)效率，縮短制備周期，降低生產(chǎn)成本。浸滲過程在常溫常壓下進(jìn)行，操作簡便，有利于工程化應(yīng)用。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料

C/C復(fù)合材料坯體采用密度為0.45~0.50 g/cm3炭纖維針刺整體氈做預(yù)制體，通過CVI工藝增密至0.76 g/cm3的坯體。聚碳硅烷(polycarbosilane, PCS)：由國防科學(xué)技術(shù)大學(xué)合成，軟化點(diǎn)為170~195 ℃。SiC粉：平均粒徑為0.8 μm，純度為99.9%，主要成分是 α-SiC和β-SiC。聚乙烯亞胺(Polyethy leneimine, PEI)，用作分散劑：分子量為10 000，由上海阿拉丁生化科技股份有限公司生產(chǎn)。

1.2 材料制備

將一定量的SiC粉、分散劑PEI和體積分?jǐn)?shù)為5%的乙醇水溶液混合后，在行星球磨機(jī)中混合1h，制成均勻漿料，體積分?jǐn)?shù)為5%的乙醇水溶液作溶劑可以很好地改善漿料與C/C坯體的潤濕性。用鹽酸和氨水調(diào)節(jié)漿料的pH值。將C/C復(fù)合坯體放入盛有SiC漿料的玻璃杯中浸泡1 h，使?jié){料逐漸滲透到坯體內(nèi)部。浸滲后的坯體放在120 ℃下干燥2 h，得到C/C-SiC復(fù)合坯體，根據(jù)質(zhì)量增加計(jì)算坯體中SiC的體積含量。然后，將PCS和正己烷按質(zhì)量比1:1配制成溶液, 真空浸漬C/C-SiC復(fù)合坯體。然后在氬氣保護(hù)下升溫至1 400 ℃裂解, 制得C/C-SiC復(fù)合材料。再經(jīng)過7 次真空浸漬?高溫裂解周期, 使材料致密化。燒蝕對比樣C/C復(fù)合材料是采用化學(xué)氣相沉積和多次樹脂浸漬?炭化制得，其密度為1.82 g/cm3，開孔率為5.8%。

1.3 性能測試

采用排水法測量材料的密度及孔隙率。通過zeta電位分析儀(zetasizer nano ZS, malvern, UK)測定加入分散劑PEI前后稀溶液(體積分?jǐn)?shù)為0.01%)在不同pH值條件下所對應(yīng)的Zeta電位電勢。通過流變儀(AR2000EX, TA Instrument, USA)選出分散劑的最佳濃度。利用掃描電鏡(FEI Quanta 200)觀察C/C-SiC復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)、截面及斷口形貌，并采用Ｘ射線衍射儀(XRD Riga ku Ltd. Japan; Cu Kαradiation)確定材料的物相組成。

采用三點(diǎn)彎曲法測試C/C-SiC復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度，試樣尺寸為60 mm×5 mm×4 mm?？缇酁?8 mm，加載速率為 0.5 mm/min。采用單邊缺口梁(SENB)彎曲法測試材料的斷裂韌性，根據(jù)ASTM E399-74標(biāo)準(zhǔn)，試樣尺寸為40 mm×3.5 mm×7.0 mm，切口寬度為0.1 mm，切口深度為3.5 mm，跨距為30 mm，加載速率為0.5 mm/min。

采用氧-乙炔火焰進(jìn)行抗燒蝕試驗(yàn)，按照GJB322A—96標(biāo)準(zhǔn)，試樣大小為Φ30 mm×10 mm。氧氣和乙炔的壓力分別為0.4 MPa和0.095 MPa，流量分別為0.42 L/s和0.31 L/s。燒蝕時(shí)間分別為60 s和120 s。用質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率表征材料的抗燒蝕性能。

2 結(jié)果和討論

2.1 漿料的流變行為

為了滿足浸滲的需求，制備出與C/C復(fù)合坯體潤濕性好、固相含量高、粘度低且穩(wěn)定性好的陶瓷漿料是關(guān)鍵工藝。乙醇的極性比水弱，對炭的潤濕性優(yōu)于水[23?25]。但是，乙醇易揮發(fā)，在保證潤濕性的條件下，盡量降低乙醇的含量，以保持漿料良好的穩(wěn)定性。本實(shí)驗(yàn)使用體積分?jǐn)?shù)為5%的乙醇水溶液作為溶劑來改善漿料與C/C復(fù)合材料坯體的潤濕性。

在陶瓷漿料中，主要靠靜電排斥力及空間位阻等斥力克服顆粒之間的范德華引力使陶瓷穩(wěn)定分散。陶瓷顆粒表面因雙電層的重疊而相互排斥產(chǎn)生靜電排斥力。通常采用Zeta電位進(jìn)行衡量，顆粒表面Zeta電位越高，顆粒之間的靜電排斥力越大。在高固相含量的陶瓷漿料中，僅依靠靜電排斥作用依然無法克服顆粒間范德華引力作用，還需要引入聚合物分散劑，利用其空間位阻排斥作用，實(shí)現(xiàn)陶瓷顆粒穩(wěn)定分散。當(dāng)分散劑達(dá)到一定濃度且分子量位于某一最佳范圍時(shí)，才能在陶瓷顆粒表面形成飽和吸附，并且形成足夠厚的吸附層[26?29]。

所以本文通過調(diào)節(jié)pH值來獲得較大的Zeta電位，同時(shí)通過調(diào)節(jié)分散劑濃度得到陶瓷顆粒穩(wěn)定分散且流動性較好的漿料。

圖1(a)中的曲線分別為不同PEI含量的SiC陶瓷顆粒表面電位隨稀溶液pH值的變化曲線。當(dāng)沒有加入PEI時(shí)，SiC稀溶液的等電勢點(diǎn)(IEP，顆粒表面凈電荷為零的pH值)為5.8。隨pH值增加，zeta電位先增大后減小。當(dāng)pH值為10左右時(shí)，Zeta電位絕對值達(dá)到最大，為47.1 mV。當(dāng)向溶液中加入PEI時(shí)，SiC陶瓷顆粒的等電勢點(diǎn)轉(zhuǎn)移到較高的pH值位置。在pH值為6，分散劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.7%時(shí)，Zeta電位絕對值達(dá)到最大值，約為67.3 mV，比未加入分散劑時(shí)高20.2 mV。圖1(b)為不同分散劑含量對體積分?jǐn)?shù)為40%漿料流變性能的影響曲線。從圖中可知，所有漿料均呈現(xiàn)剪切變稀特性，當(dāng)分散劑加入量為質(zhì)量的0.7%時(shí)效果最佳，在剪切速率100 s?1條件下，漿料粘度僅為25.3 MPa·s。

圖1 (a)不同PEI含量的SiC陶瓷顆粒表面電位隨稀溶液PH值的變化；(b) SiC漿料粘度與PEI含量的關(guān)系

2.2 微觀結(jié)構(gòu)與成分

表1所列為C/C-SiC復(fù)合材料制備過程中不同階段的密度及開孔率。密度為0.76 g/cm3、開孔率為53.1%的C/C復(fù)合坯體在浸滲SiC漿料時(shí)，坯體開孔體積內(nèi)填滿了40%固相含量的SiC漿料，坯體干燥后，密度增至1.45 g/cm3，SiC顆粒的體積含量為21.6 %。對C/C-SiC復(fù)合坯體進(jìn)行8次PIP工藝增密，得到密度為2.10 g/cm3的C/C-SiC復(fù)合材料。PCS裂解產(chǎn)物中含有少量SiO2和游離C，密度可按2.55 g/cm3計(jì) 算[30?31]，PIP轉(zhuǎn)化得到SiC的體積分?jǐn)?shù)為25.5%。

表1 C/C-SiC復(fù)合材料制備過程中不同階段的密度及孔隙率

圖2所示為原料SiC粉和C/C-SiC復(fù)合材料的XRD圖譜。其中(a)為SiC粉的XRD圖譜，主要有α-SiC和β-SiC兩種晶型。(b)為C/C-SiC復(fù)合材料的XRD圖譜，從圖中可以看出復(fù)合材料由C、α-SiC和β-SiC三相組成，其中，聚碳硅烷裂解所得到的SiC主要是β-SiC[32]。

圖2 SiC粉和C/C-SiC復(fù)合材料的XRD圖譜

圖3為C/C復(fù)合坯體、浸滲SiC漿料后C/C-SiC復(fù)合坯體和PIP致密化后C/C-SiC復(fù)合材料的微觀組織。圖3(a)~(c)為C/C復(fù)合坯體不同倍數(shù)的微觀形貌。從圖3(a)中可以清楚地看到針刺整體氈的無緯布層和網(wǎng)胎層相互交替排布。圖3(b)為網(wǎng)胎層區(qū)域放大圖，該區(qū)域內(nèi)部存在大量孔隙，孔隙尺寸為幾十到幾百微米，呈連通的網(wǎng)絡(luò)狀分布，有利于SiC漿料的滲透。圖3(c)為單根纖維放大圖，從圖中可看出炭纖維表面沉積了大約2 μm厚的熱解炭層，對炭纖維起保護(hù)作用。圖3(d)~(f)為浸滲漿料后的C/C-SiC復(fù)合坯體的微觀形貌。從圖中可看出，SiC顆粒主要分布在纖維密度低的網(wǎng)胎層和針刺纖維區(qū)域。坯體內(nèi)部連通的孔隙均較好的被SiC顆粒填充。但SiC顆粒與纖維之間、SiC顆粒之間以及炭纖維束的內(nèi)部仍存在一些空隙。圖3(g)~(i)為先驅(qū)體浸漬裂解工藝增密后得到的C/C- SiC復(fù)合材料不同倍數(shù)的微觀形貌。由圖可知，先驅(qū)體浸漬裂解工藝所得到的SiC填補(bǔ)了顆粒與纖維、顆粒與顆粒之間的空隙。而且聚碳硅烷溶液在真空浸漬條件下，能滲入到炭纖維束內(nèi)部，進(jìn)一步填補(bǔ)空隙。它還能在熱解炭周圍附著，提高熱解碳與基體的界面強(qiáng)度。

圖3 C/C-SiC復(fù)合材料制備過程不同階段的形貌

(a)~(c) Micromorphology of C/C preform; (d)~(f) Micromorphology of C/C-SiC preform; (g)~(i) Micromorphology of C/C-SiC composites

2.3 材料的力學(xué)性能

制備的C/C-SiC 復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度及斷裂韌性分別為335.7 MPa和 16.2 MPa·m1/2。圖4所示為C/C- SiC復(fù)合材料的載荷?位移曲線。由曲線可以看出，試樣具有典型的假塑性斷裂行為。在加載初期，材料表現(xiàn)為線彈性變形和基體裂紋。隨載荷增加，基體裂紋增加。裂紋擴(kuò)展后并沒有引起材料的脆斷，而是SiC基體與碳纖維的界面剝離和纖維的拔出。當(dāng)載荷達(dá)到最大值時(shí)，纖維開始斷裂，達(dá)到極限強(qiáng)度。

圖4 C/C-SiC復(fù)合材料載荷?位移曲線

隨位移不斷增大，載荷沒有迅速下降，而是發(fā)生了曲折，呈階梯型的緩慢下降趨勢。

圖5為C/C-SiC復(fù)合材料的微觀斷口形貌。從圖5(a)可看出，斷口處的纖維無序，同時(shí)存在大量的纖維拔出。從圖5(b)可看出，該材料承受載荷時(shí)，通過SiC基體和炭纖維之間的界面脫粘以及炭纖維的斷裂拔出，消耗大量能量，避免復(fù)合材料出現(xiàn)脆性斷裂[33]。綜上所述，斷口形貌與應(yīng)力?應(yīng)變曲線相對應(yīng)，表明 C/C-SiC復(fù)合材料呈現(xiàn)假塑性斷裂特征。

3.4 材料的燒蝕性能

表2所列為C/C和C/C-SiC復(fù)合材料在2 000 ℃氧乙炔焰燒蝕條件下不同時(shí)間的線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率。在2 000 ℃氧乙炔焰燒蝕溫度下，C/C-SiC復(fù)合材料的平均質(zhì)量和線性燒蝕率比C/C復(fù)合材料低兩個(gè)數(shù)量級。由此可見，SiC的加入可顯著改善 C/C 復(fù)合材料在2 000 ℃時(shí)的抗燒蝕性能。

圖5 C/C-SiC復(fù)合材料的SEM斷口形貌

(a) Fiber bundles pulled-out; (b) Filament pulled out

表2 C/C和C/C-SiC復(fù)合材料在2 000 ℃氧乙炔焰下的燒蝕性能

圖6所示為 C/C-SiC復(fù)合材料燒蝕前及其在氧乙炔2 000 ℃燒蝕60 s和120 s 后的宏觀形貌。燒蝕后的C/C-SiC復(fù)合材料的表面保持完整，無明顯的孔洞或凹坑。圖7為復(fù)合材料燒蝕60 s和120 s后C/C-SiC復(fù)合材料燒蝕中心的微觀形貌及EDS分析。從圖7(a)可以看出，樣品燒蝕中心區(qū)域沒有裸露的炭纖維，燒蝕面連續(xù)。C/C-SiC復(fù)合材料表面形成了帶有一定孔洞的灰色顆粒。通過EDS分析(圖7(c))灰色顆粒由熔融SiO2和一些SiC顆粒組成，SiC顆粒被包裹在熔融SiO2中。由于燒蝕火焰溫度超過了SiO2的熔點(diǎn)(約1 710 ℃)，沒有達(dá)到SiC的升華溫度(約2 700 ℃)，SiC顆粒在短時(shí)間內(nèi)并未完全氧化成SiO2，因此部分SiC顆粒被流動的SiO2所覆蓋。SiC和SiO2的結(jié)合可以提高SiO2的粘度，封閉材料表面的裂紋和氣孔，降低氧化氣氛在材料中的擴(kuò)散速率。隨燒蝕時(shí)間延長，部分SiO2在高速氣流下被沖刷掉, 燒蝕坑中暴露的炭纖維表面又會迅速被液態(tài)的SiO2鋪展。在圖7(b)中，SiO2熔體層粗糙，材料表面有一定的孔洞。在燒蝕中心看到一些球形SiO2顆粒和被燒蝕的炭纖維(如圖7(b)中插圖和圖7(d))。這是因?yàn)殡S燒蝕時(shí)間延長，SiC的氧化速度逐漸低于SiO2的消耗速度，形成的SiO2保護(hù)層不足以抵擋高溫高壓氣流的沖刷。液態(tài)SiO2對炭纖維的潤濕性低，液態(tài)SiO2液滴在冷卻過程中會收縮成球形顆粒附著在炭纖維表面。

圖6 C/C-SiC復(fù)合材料在燒蝕不同時(shí)間前后的表面形貌

(a) Before ablation; (b) Experienced 60 s ablation of 2 000 ℃; (c) Experienced 120 s ablation of 2 000 ℃

圖7 C/C-SiC復(fù)合材料燒蝕不同時(shí)間后燒蝕中心的SEM照片及EDS分析

(a) SEM image of samples after 60 s ablation; (b) SEM image of samples after 120 s ablation; (c) EDS analysis of spectrum 1 in (a); (d) EDS analysis of spectrum 2 in (b)

4 結(jié)論

1) 以PEI為分散劑，體積分?jǐn)?shù)為5%乙醇水溶液作溶劑，制備了與C/C復(fù)合坯體潤濕性好、固相含量高、粘度低且穩(wěn)定性好的SiC漿料。通過漿料浸滲法和先驅(qū)體浸漬裂解增密工藝，制備了C/C-SiC復(fù)合材料，降低了生產(chǎn)成本，縮短了生產(chǎn)周期。

2) C/C-SiC復(fù)合材料室溫下的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性分別為335.7 MPa和16.2 MPa·m1/2，均呈現(xiàn)假塑性斷裂模式。

3) 與 C/C 復(fù)合材料相比，C/C-SiC復(fù)合材料的平均質(zhì)量和線性燒蝕率比C/C復(fù)合材料低兩個(gè)數(shù)量級。SiC氧化生成的一層連續(xù)的SiO2層提供了一種密封機(jī)制，可以起到阻止氧氣向復(fù)合材料內(nèi)擴(kuò)散的屏障作用。

[1] LI J J, CHEN Li, SUN J L, et al. Oxidation and ablation behavior of carbon/carbon and carbon/carbon-SiC composites[J]. J Shanghai Univ (Nat Sci, in Chinese), 2005, 11(1): 74?79.

[2] NIE J J, XU Y D, ZHANG L T, et al. Ablation properties of three dimensional needled C/SiC composites by the chemical vapor infiltration[J]. J Chin Ceram Soc (in Chinese), 2006, 34(10): 1238?1242.

[3] FAN S, ZHANG L, XU Y, et al. Microstructure and tribological properties of advanced carbon/silicon carbide aircraft brake materials[J]. Composites Science & Technology, 2008, 68(14): 3002?3009.

[4] FAN S, ZHANG L, CHENG L, et al. Wear mechanisms of the C/SiC brake materials[J]. Tribology International, 2011, 44(1): 25?28.

[5] LANGHOF N, RABENSTEIN M, ROSENLOCHER J, et al. Full-ceramic brake systems for high performance friction applications[J]. J Eur Ceram Soc, 2016, 36(1): 3823?3832.

[6] FAN S, ZHANG L, CHENG L, et al. Effect of braking pressure and braking speed on the tribological properties of C/SiC aircraft brake materials[J]. Compos Sci Technol, 2010, 70(1): 959?965

[7] 馬青松, 陳朝輝, 鄭文偉, 等. 先驅(qū)體轉(zhuǎn)化法制備連續(xù)纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料的研究[J]. 材料科學(xué)與工程, 2001, 19(4): 110?121. MA Q S, CHEN Z H, ZHENG W W, et al. Research and development of continuous-fiber-reinforced ceramic matrix composites fabricated by precursor-infiltration-pyrolysis[J]. Material Science and Engineering, 2001,19(4): 110?121.

[8] YU H Q, CHEN C L, ZOU W, et al. Fabrication and properties of C/C-SiC matrix composites[J]. Aerospace Mater Technol (in Chinese), 2001, 31(2): 28–32.

[9] LI F, CHEN Z H, WANG S, et al. Effect of pyrolysis modeof first cycle on Cf/SiC composites fabricated by precursor pyrolysis[J]. J Aeronaut Mater (in Chinese), 2006, 26(2): 29?32.

[10] 杜紅娜. 先驅(qū)體轉(zhuǎn)化法制備C/C-SiC復(fù)合材料的研究[D]. 西安: 西北工業(yè)大學(xué), 2006. DU Hongna. Preparation of C/C-SiC composites by precursor transformation[D]. Xi’an: North Polytechnic University, 2006.

[11] 鄧景屹, 劉文川, 魏永良, 等. 用化學(xué)氣相滲法制備炭纖維增強(qiáng)炭?炭化硅梯度基復(fù)合材料[J]. 炭素, 1995(2): 4?8.DENG Jingyi, LIU Wenchuan, WEI Yongliang, et al. Carbon fiber reinforced C and SiC gradient matrix composites prepared by chemical vapor infiltration[J]. Carbon, 1995(2): 4?8.

[12] 時(shí)啟龍. 化學(xué)氣相滲透制備C/C-SiC摩擦材料的微觀結(jié)構(gòu)及摩擦行為研究[D]. 長沙: 中南大學(xué), 2012.SHI Qilong. Microstructure and tribological behavior of C/C-SiC friction materials prepared by Chemical Vapor infiltration[D]. Changsha: Central South University, 2012.

[13] 唐睿, 王繼平, 龍沖生, 等. 反應(yīng)熔滲法制備C/C-SiC材料的組織結(jié)構(gòu)及性能[J]. 核動力工程, 2009, 30(1): 68?72. TANG Rui, WANG Jiping, LONG Chongsheng, et al. Structure and properties of C/C-SiC prepared by reactive melt infiltration[J]. Nuclear Power Engineering, 2009, 30(1): 68?72.

[14] 姜廣鵬, 徐永東, 張軍戰(zhàn). 反應(yīng)熔體浸滲法制備C/SiC復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)與摩擦性能[J]. 玻璃鋼/復(fù)合材料, 2005(1): 25?28. JIANG Guangpeng, XU Yongdong, ZHANG Junzhan. Microstucture and friction property of C/SiC composite made by Reactive melt infiltration[J]. FRP/Composite, 2005, (1): 25?28.

[15] WANG Z, DONG S M. Fabrication and Properties of C-f/SiC-ZrC Composites[J]. J Am Ceram:soc, 2008, 91(10): 3434?3436.

[16] WANG Z, DONG S M, DING Y S, et al. Mechanical properties and microstructures of Cf/SiC-ZrC composites using T700SC carbon fibers as reinforcements[J]. Ceramics International, 2011, 37(3): 695?700.

[17] HU H, WANG Q, CHEN Z, et al. Preparation and characterization of C/SiC-ZrB2composites by precursor infiltration and pyrolysis process[J]. Bulletin of the Chinese Ceramic Society, 2009, 36(3): 1011?1016.

[18] 張智, 郝志彪, 閆聯(lián)生. C/C-SiC復(fù)合材料制備方法及應(yīng)用現(xiàn)狀[J]. 炭素, 2008(2): 29?35. ZHANG Zhi, HAO Zhibiao, YAN Liansheng. Preparation methods and application of C/C-SiC composites[J]. Carbon, 2008(2): 29-35.

[19] 郭春園, 閆聯(lián)生, 孟祥利, 等. C/C-SiC復(fù)合材料制備技術(shù)及應(yīng)用現(xiàn)狀[J]. 航天制造技術(shù), 2017(1): 2?6. GUO Chunyuan, YAN Liansheng, MENG Xiangli, et al. Fabrication and application of C/C-SiC composites[J]. Aerospace Manufacturing Technology, 2017(1): 2?6.

[20] 法倫霍爾茨, 艾瑞克·烏齊納, 威廉·李, 等. 超高溫陶瓷:應(yīng)用于極端環(huán)境的材料[M]. 北京: 國防工業(yè)出版社, 2016. FATHRENHOLTZ, WUCHINA E, LEE W, et al. Ultra-High Temperature Ceramics Materials for Extreme Environment Applications[M]. Beijing: National Defense Industry Press, 2016.

[21] PAUL A, VENUGOPAL S, BINNER J, et al. UHTC-carbon fibre composites: Preparation, oxyacetylene torch testing and characterisation[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2013, 33(2): 423?432.

[22] 鄭文偉, 陳朝輝, 姚俊濤. 碳纖維編織物中真空浸漬引入SiC微粉的工藝研究[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2005, 25(2): 55?58. ZHENG Wenwei, CHEN Zhaohui, YAO Juntao. Introduction process of SiC fillers into carbon fiber preform by Vacuum Infiltration[J]. Journal of Aeronautial Materials, 2005, 25(2): 55?58.

[23] HE Zhangxing, JIANG Yingqiao, LI Yuehua, et al. Carbon layer-exfoliated, wettability-enhanced, SO3H-functionalized carbon paper: a superior positive electrode for vanadium redox flow battery[J]. Carbon, 2018, 127: 297?304.

[24] 周靜紅, 隋志軍, 李平, 等. 納米炭纖維的表面潤濕行為[J]. 新型炭材料, 2006, 21(4): 331?336. ZHOU Jinghong, SUI Zhijun, LI Ping, et al. The wettability of carbon nanofibers[J]. New Carbon Materials. 2006, 21(4): 331?336.

[25] 鄭強(qiáng). 炭/炭?石墨材料的制備與性能研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2013. ZHENG Qiang. Preparation of carbon/carbon-graphite composites and its properties[D]. Harbin: Harbin Institute of technology, 2013.

[26] ASCHAUER U, BURGOS M O, MORENO R, et al. Hamaker 2: A toolkit for the calculation of particle interactions and suspension stability and its application to mullite synthesis by colloidal methods[J]. Journal of Dispersion Science and Technology, 2011, 32(1): 470?479.

[27] BOWEN P. Particle size distribution measurement from millimeters to nanometers and from rods to platelets[J]. Journal of Dispersion Science and Technology, 2002, 23(1): 631?662.

[28] ZHOU T, LI H Z. Estimation of agglomerate size for cohesive particles during fluidization[J]. Powder Technology, 1999, 101(1): 57?62.

[29] FLATT R J, BOWEN P. Yodel: A yield stress model for suspensions[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2006, 89(1): 1244?1256.

[30] 彭可, 易茂中, 劉勛, 等. SiC/MoSi2納米復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2009, 19(12): 2155?2161. PENG Ke, YI Maozhong, LIU Xun, et al. Microstructure and mechanical properties of SiC/MoSi2nanocomposites[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(12): 2155? 2161.

[31] 鄭文偉, 陳朝輝, 姚俊濤. 碳纖維編織物中真空浸漬引入SiC微粉的工藝研究[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2005, 25(2): 55?58. ZHENG Wenwei, CHEN Zhaohui, YAO Juntao. Introduction process of SiC fillers into carbon fiber preform by Vacuum Infiltration[J]. Journal of Aeronautial Materials, 2005, 25(2): 55? 58.

[32] 曹柳絮, 陳建勛, 劉春軒, 等. 聚炭硅烷的高溫陶瓷化機(jī)理[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2014(1): 52?57. CAO L X, CHEN J X, LIU C X, et al. Ceramization mechanism of polycarbosilane treated with high temperature[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2014(1): 52?57.

[33] ZHANG M Y, SU Z A, LI J L, et al. Bending properties and fracture mechanism of C/C composites with high density perform[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(8): 1795?1800.

(編輯 高海燕)

Preparation and properties of C/C–SiC composites by high-solid-loading slurry impregnation

YIN Huan, PENG Ke, RAO Fei, YI Maozhong

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

C/C-SiC composites were prepared by high-solid-loading slurry impregnation and densified by precursor infiltration and pyrolysis (PIP) process. The rheological properties of the slurry, the microstructure, the mechanical properties and the ablative properties of the composites were studied. The results show that a good fluidity and permeability high-solid-loading (40%) SiC slurry can be prepared with 5% ethanol water, when the pH value of slurry is 6 and the mass fraction of PEI is 0.7%. SiC mainly concentrates in the fiber webs between the non-woven layers homogeneously. The bending strength and fracture toughness of C/C-SiC composites are 335.7 MPa and 16.2 MPa·m1/2, respectively. C/C-SiC composites have good ablation resistance at 2 000 ℃, and the oxidation product SiO2can fill the defects such as pores and cracks to prevent the further oxidation of the materials.

C/C-SiC composites; slurry; microstructure; mechanical property; ablative property

TB332

A

1673-0224(2018)05-539-08

湖南省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2017JJ2320)

2018?03?13；

2018?04?26

彭可，博士，副教授；電話：0731-88830894；E-mail: pengkecsu@csu.edu.cn