C／SiC-(W—C)多元基复合材料的制备与表征

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碳碳复合材料的制备及研究进展

炭/ 炭复合材料的制备及研究进展摘要：综合国内外各种文献资料，总结了炭炭复合材料的用途、制备工艺，简要介绍了几种主要的致密化方法，并对炭炭复合材料的抗氧化研究、石墨化研究做了初步的介绍，最后提出了炭炭复合材料今后发展的方向.关键词：炭炭复合材料，致密化，化学气相沉积，抗氧化，石墨化.1 引言炭/ 炭复合材料是具有优异耐高温性能的结构与功能一体化工程材料。

它和其它高性能复合材料相同, 是由纤维增强相和基体相组成的一种复合结构, 不同之处是增强相和基体相均由具有特殊性能的纯碳组成[1-2]。

炭/ 炭复合材料具有低密度、高强度、低烧蚀率、高抗热震性、低热膨胀系数、零湿膨胀、不放气、在2 000 C 以内强度和模量随温度升高而增加、良好的抗疲劳性能、优异的摩擦磨损性能和生物相容性（组织成分及力学性能上均相容）、对宇宙辐射不敏感及在核辐射下强度增加等性能[1-3], 使炭/ 炭复合材料在众多领域有着广泛用途。

在发达国家，炭/ 炭复合材料已被成功用于航天飞机的机翼前缘、鼻锥、货舱门，高推动比战机发动机的涡轮，高性能火箭发动机喷管、喉衬、燃烧室等，新一代先进飞机、坦克、赛车、高速列车等的刹车材料，以及火箭、飞机的密封圈等构件[4]，同时，炭/ 炭复合材料作为生物医学材料，人造心脏瓣膜、人工骨、牙种植体及作为植入材料用于矫形是近年来的研究重点[5-7]; 作为智能材料，由于其受拉力后电阻增加，是很好的拉伸传感器，具有广阔的发展前景[8]。

炭/炭复合材料由碳纤维增强碳基体复合而成。

碳基体以热解炭的形式存在，由碳源先驱体经热解碳化而成。

炭/炭复合材料的制备工艺包括: 碳纤维及其结构的选择; 基体碳先驱物的选择; 炭/炭复合材料坯体的成型工艺; 坯体的致密化工艺以及工序间和最终产品的加工等[9]。

其中，关键技术在于坯体的致密化。

2 炭/炭复合材料的致密化工艺传统的炭/炭复合材料致密化工艺主要有化学气相沉积（CVD、化学气相渗透（CVI）和浸渍法。

第四章第二节金属基复合材料(MMC)制备工艺

8.3.3液态法（非连续增强相金属基复合材料制备工艺）（1）压铸法
在压力的作用下，将液态或半液态金属以一定速度充填压铸模型腔或增强材料预制体的空隙中，在压力下快速凝固成型。
（2）半固态复合铸造将颗粒加入半固态的金属熔体中，通过搅拌使颗粒在基
体中分布均匀，并取得良好的界面结合，然后将半固态复合材料注入模具进行压铸成型。
1.3.4 原位（In situ）生长（复合）法增强相从基体中直接生成，生成相的热力学稳定
性好，不存在基体与增强相之间的认识润湿和界面反应等问题，基体与增强相结合良好，较好的解决了界面相容性问题。
（1）共晶合金定向凝固：共晶合金定向凝固要求合金成分为共晶或接近共晶成分，开始为二元合金，后发展为三元单变共晶，以及有包晶或偏晶反应的两相结合。定向凝固时，参与共晶反应的和相同时从液相中生成，其中一相以棒状（纤维状）或层片状规则排列生成（上图）。
金属基复合材料的界面优化以及界面设计一般有以下几种途径：
2.4.2.1增强剂的表面改性处理增强材料的表面改性（涂层）处理可起到以下作用：
（1）改善增强剂的力学性能，保护增强剂的外来物理和化学损伤（保护层）；
（2）改善增强剂与基体的润湿性和粘着性（润湿层）；（3）防止增强剂与基体之间的扩散、渗透和反应(阻挡层) （4）减缓增强剂与基体之间因弹性模量、热膨胀系数等的
2.4.2.2金属基体改性（添加微量合金元素）在金属基体中添加某些微量合金元素以改善增
与基体的润湿性或有效控制界面反应。（1）控制界面反应。（2）增加基体合金的流动性，降低复合材料的制备
温度和时间。（3）改善增强剂与基体的润湿性。
2.4.3金属基复合材料的性能
复合材料

超高温陶瓷改性C／SiC复合材料的研究进展

ＲｅｅｒｈＰｒｇｅｓｏｈｔａｈｉｈＴｅｐｅａｕｅｓａｃｏｒｓｎｔｅＵｌｒ－ｇｍｒｔｒ
ＣｒｍｉＭｏｉｅ／ｉｏｏｉｓｅａｃｄｆｄＣＳＣＣｍｐｓｅｉｔ
ＦＡＮａｇｏＱｉｎｕ，ＨＡＯｈｂａ，ＹＡＮｉｓｅｇＨＡＮＧａｇＺｉｉｏＬａｈｎ，ＺｎＱｉｎ
毅等Ｂ，采用浆料浸渗３Ｔ５ｚＤ的针刺预制体，结合化学气相浸渗ＳｉＣ工艺制备出高体积分数ＴＣ的３／ｉ－ａａＤＣＳＴＣ复合材Ｃ
料，ａＴＣ的分布很均匀。超高温烧蚀后形成的ＴＣ和Ｔ２ａａ０的固液混合物能对烧蚀面进行有效包覆，助于提高烧蚀性有
化和抗烧蚀性能。
４结语
超高温复合材料制备技术已成为国内外的研究重点。目前，国外已取得较大进展，中一些材料已通过发动机考其
核并得到了应用，如美国ＮＡ制备的ＣＳ－ｒ。ＡＳ／ｉＺＢ复合材ｃ
碳纤维具有高比强度、高比模量和优异的高温稳定性等
樊乾国：，８年生，男１５９硕士研究生，主要从事碳碳复合材料和碳陶复合材料的研究Ｅｍｉｆｎｉｇｏ６＠１３ｃｍ－ａ：ｑｎｕ１８６．ｏｌａａ
超高温陶瓷改性ｃｓｃ复合材料的研究进展／／ｉ樊乾国等
超高温、抗烧蚀甚至零烧蚀的复合材料。概述了应用于航天领域的高温热结构复合材料ＣＳＣ和超高温陶瓷材料的／ｉ

碳化硅颗粒增强铝基复合材料颗粒表面改性技术研究现状

精密成形工程第15卷第12期表面改性技术研究现状甘国强1，韩震2，鲍建华1，WOLFGANG Pantleon3（1.合肥工业大学材料科学与工程学院，合肥 230009；2.中国兵器科学研究院宁波分院，浙江宁波 315000；3.丹麦技术大学，哥本哈根 2800）摘要：SiC颗粒增强铝基复合材料因具有高的比强度、比刚度、耐磨性及较好的高温稳定性而被广泛应用于航空航天、电子、医疗等领域，但由于SiC颗粒高熔点、高硬度的特点以及SiC颗粒与铝基体间存在界面反应，碳化硅铝基复合材料存在加工性差、界面结合力不足等问题，已无法满足航天等领域对材料性能更高的要求，因此开展如何改善基体与颗粒之间界面情况的研究对进一步提升复合材料综合性能具有重要的科学意义。

结合国内外现有研究成果，总结了SiC颗粒与铝基体界面强化机制、界面反应特点、表面改性技术原理及数值建模的发展现状，结果表明，现有经单一表面改性方法处理后的增强颗粒对铝基复合材料性能的提升程度有限，因此如何采用新的手段使复合材料性能进一步提升将成为后续研究热点，且基于有限元数值模拟方法进行复合材料设计也是必然趋势。

最后针对单一强化性能提升有限的问题，提出了基于表面改性的柔性颗粒多模式强化方法，同时针对现有的技术难点展望了后续的研究方向，以期为颗粒增强复合材料的制备提供理论参考。

关键词：碳化硅颗粒；表面改性；复合材料；模拟；界面DOI：10.3969/j.issn.1674-6457.2023.12.008中图分类号：TB333 文献标识码：A 文章编号：1674-6457(2023)012-0058-10Research Status of Particle Interface Modification Technology for Silicon CarbideParticle Reinforced Aluminum Matrix CompositesGAN Guo-qiang1, HAN Zhen2, BAO Jian-hua1, WOLFGANG Pantleon3(1. School of Materials Science and Engineering, Hefei University of Technology, Hefei 230009, China;2. Ningbo Branch of China Academy of Ordnance Science, Zhejiang Ningbo 315000, China;3. Technical University of Denmark, Copenhagen 2800, Denmark)ABSTRACT: SiC particle reinforced aluminum matrix composites are widely used in aerospace, electronics, medical and other fields due to their excellent properties such as high specific strength, high specific stiffness, high wear resistance, and high tem-perature stability. However, due to the high melting point and high hardness of SiC particles, as well as the interface reaction between silicon carbide reinforced particles and aluminum matrix, SiC aluminum matrix composites have problems such as poor收稿日期：2023-09-03Received：2023-09-03基金项目：安徽省重点研究与开发计划（JZ2022AKKG0100）Fund：Anhui Provincial Key Research and Development Project (JZ2022AKKG0100)引文格式：甘国强, 韩震, 鲍建华, 等. 碳化硅颗粒增强铝基复合材料颗粒表面改性技术研究现状[J]. 精密成形工程, 2023, 15(12): 58-67.GAN Guo-qiang, HAN Zhen, BAO Jian-hua, et al. Research Status of Particle Interface Modification Technology for Silicon第15卷第12期甘国强，等：碳化硅颗粒增强铝基复合材料颗粒表面改性技术研究现状59processability and insufficient interfacial adhesion. It is no longer possible to meet the requirements for material performance in fields such as national defense and aerospace. Therefore, studying the ways to improve the interface between particles and ma-trix is of great scientific significance for improving the comprehensive performance of composite materials. In combination with existing research results at home and abroad, the interface strengthening mechanism, interface reaction characteristics, existing surface modification technology principles and numerical simulation development status of SiC reinforced particles and alumi-num matrix composites were summarized. The results showed that the performance improvement of reinforced particle alumi-num matrix composites after strengthening was limited after being treated with a single surface modification method. Therefore, how to adopt new methods to improve the performance of composite materials will become a hot research topic in the future, and the design of composite materials based on finite element numerical simulation methods is also an inevitable trend. Finally, in response to the limited improvement of single strengthening performance, the author proposes a flexible particle multimodal strengthening method based on surface modification, and looks forward to future research directions in response to existing technical difficulties, hoping to provide theoretical reference for the preparation of particle reinforced composite materials. KEY WORDS: SiCp; surface modification; composite material; simulation; interface碳化硅颗粒增强铝基复合材料是以碳化硅颗粒（SiCp ）作为增强相，以铝或铝合金作为基体的一种复合材料，因具有密度和价格成本低、高温性能良好、耐腐蚀耐磨及比强度和比弹性模量高等特点，已成为热门的新型结构材料之一，现已广泛应用于航空航天、电子、汽车及体育等多个领域，如汽车刹车盘、发动机缸体活塞等结构件中。

SiC颗粒增强铝基复合材料的制备及性能

ＲＡＮＮａ，ＸＩＥ，ＬＩＫｕＥｎ，ＺＩｔＯＮＧＧａ，ＬＩＹａｇｎｎ
ＡｓａｔＳＣｐｒｃｌｅｒｉｏｅｃｄａｕｉｉｍｍｔｘｃｍｏｉｓＳＣ／１ｗｒｐｅａｅｙｐｗｅｍｔｌｇｅｏ．ｂｔｃ：ｉａｔｕｔｅｆｒｎｅｍｎａｒｏｐｓｅ（ｉｐＡ）ｅｅｒｒｄｂｏｄｒｅａｕｙｍｔｄｒｉａｎｌｕｉｔｐｌｒｈ
金属基陶瓷复合材料兼具有金属的塑性和韧性和陶
粒，山东潍坊凯华碳化硅微粉有限公司，＝０ＩＤ２ｍ。ｘ
１２混粉与模压成形．
瓷的高强度和刚度等优点，世界各国竞相研究开发这类材
料，从材料的制备工艺、微观组织、力学性能与断裂特性等
角度进行了大量研究，了显著成果。碳化硅颗粒增强取得
将模压成形的试样置于Ｓ＇２—１ｌ一（２型管式电阻炉内，通入Ａ气，ｒ抽真空，反复３次，在流动气气氛下，４０预烧１ｈ再以一定的升温速率升温至５０Ｃ，０￣Ｃ，７￣保温１５ｈ试样随炉冷却。将所制备的试样置于ｓ一．，２一ｌ２型管式炉内，缓慢升温至５０保温（５ｈ立即将样品置０￣Ｃ，），．于蒸馏水中进行淬火处理，淬火处理的试验，置于管式炉
明显的孔洞缺陷，主要是由于Ｓ这ｉＣ颗粒质量分数较大时，材料挤压出现局部的陶瓷颗粒团聚而难以压实，从而
如图３所示，从图中可知，未添加ＳｉＣ颗粒的硬铝基体材料抗拉强度为２０Ｍａ随Ｓ６Ｐ，ｉＣ颗粒含量的增加复合材料抗拉强度出现先升高后降低的趋势，Ｓ在ｉＣ颗粒含量为７耽％时，抗拉强度获得最大值，３１Ｍａ为１Ｐ。在颗粒加入量为１５耽％时，抗拉强度值仍高于硬铝基体材料的抗拉强度值，在颗粒加入量为２０耽％时，抗拉强度低于硬铝基体合金。这主要是由于，Ｓ当ｉＣ颗粒加入较少时，Ｃ颗粒Ｓｉ

B4C-SiC复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究

㊀第41卷㊀第5期2022年5月中国材料进展MATERIALS CHINAVol.41㊀No.5May 2022收稿日期:2020-12-10㊀㊀修回日期:2021-01-20基金项目:金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心开放基金资助项目(HKDNM2019012)第一作者:陈㊀威,女,1981年生,副教授,硕士生导师,Email:chenweijd@DOI :10.7502/j.issn.1674-3962.202012014B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究陈㊀威1,郝文慧1,高东强1,李秀青2(1.陕西科技大学机电工程学院,陕西西安710021)(2.河南科技大学金属材料磨损控制与成型技术国家地方联合工程研究中心,河南洛阳471000)摘㊀要:为提升B 4C 基陶瓷的力学性能,利用热压烧结工艺在不同压力(30,35,40MPa)下制备了B 4C-20%SiC(质量分数)复合陶瓷试样,并对其物理力学性能进行了研究㊂利用阿基米德排水法㊁压痕法㊁三点弯曲法㊁单边切口梁法测定复合陶瓷的密度㊁气孔率㊁维氏硬度㊁弯曲强度以及断裂韧性,同时利用扫描电子显微镜和X 射线衍射仪分析并表征复合陶瓷的微观组织㊁物相组成㊁断口形貌等㊂研究结果表明,B 4C-SiC 复合陶瓷主要由B 4C 和SiC 两相组成,其微观组织随着烧结压力的增大而变得更加致密;当烧结压力由30增至40MPa 时,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3,气孔率由1.47%降至1.02%,维氏硬度由17.0升至32.6GPa,弯曲强度由312.7提升至447.6MPa,断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂当烧结压力达到40MPa 时,复合陶瓷断裂过程中,发生裂纹偏转,这种现象与致密的微观组织以及B 4C 和SiC 热膨胀系数不匹配有关㊂关键词:B 4C;SiC;烧结压力;裂纹偏转;组织致密中图分类号:TQ174.1;TB332㊀㊀文献标识码:A㊀㊀文章编号:1674-3962(2022)05-0407-06引用格式:陈威,郝文慧,高东强,等.B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究[J].中国材料进展,2022,41(5):407-412.CHEN W,HAO W H,GAO D Q,et al .Study on the Preparation of B 4C-SiC Composite Ceramics and Their Physical-Mechanical Proper-ties[J].Materials China,2022,41(5):407-412.Study on the Preparation of B 4C-SiC Composite Ceramicsand Their Physical-Mechanical PropertiesCHEN Wei 1,HAO Wenhui 1,GAO Dongqiang 1,LI Xiuqing 2(1.School of Mechanical and Electrical Engineering,Shaanxi University of Science &Technology,Xi a n 710021,China)(2.National Joint Engineering Research Center for Abrasion Control and Molding of Metal Materials,Henan University of Science and Technology,Luoyang 471000,China)Abstract :To improve the mechanical properties of B 4C based ceramics,B 4C-20wt%SiC composite ceramics were pre-pared by hot-pressing sintering under different pressures (30,35and 40MPa),and the physical-mechanical properties of composite ceramics were studied.The Archimedes method,indentation method,three-point bending method and single edge notched beam (SENB)method were used to test the density,porosity,Vickers hardness,bending strength and fracture toughness of the composites.SEM and XRD methods were used to analyze the microstructure,phase composition and frac-tured morphologies of the B 4C-SiC composite ceramics.The results showed that the B 4C-SiC composite ceramics were mainly composed of B 4C phases and SiC phases,and their microstructure became denser with the increase of sintering pressure.When the sintering pressure increased from 30to 40MPa,the density of B 4C-SiC composite ceramics increased from 2.22to 2.64g㊃cm -3,the porosity decreased from 1.47%to 1.02%,the Vickers hardness increased from 17.0to 32.6GPa,the bending strength increased from 312.7to 447.6MPa,and the fracture toughness increased from 4.79to 7.21MPa㊃m 1/2.When the sintering pressure was 40MPa,the crack deflection phenomenon was significantly observed on thefracture morphology of the composite,and the reason for this phenomenon may be related to the dense microstructureand the thermal expansion coefficient mismatch betweenB 4C and SiC phases.Key words :B 4C;SiC;sintering pressure;crack de-flection;dense microstructure All Rights Reserved.中国材料进展第41卷1㊀前㊀言碳化硼(B 4C)是一种重要的特种陶瓷工程材料,具有高硬度㊁耐高温㊁耐酸碱腐蚀㊁比重轻㊁热中子吸收能力强等特点,是很多工程领域重要的候选材料之一,并被广泛应用于普通工业领域的喷嘴㊁密封环,国防领域的防弹背心以及核工业领域的核反应堆控制棒等[1-5]㊂同时,碳化硼材料也是一种共价键很强的材料,具有较低的扩散系数,晶界移动阻力大,很难烧结致密,并且碳化硼材料的脆性较大,这些特点在一定程度上限制了碳化硼陶瓷的工程应用[6-8]㊂目前,学者们通过添加第二相材料来改善碳化硼陶瓷材料的力学性能,进而获得具有优异力学性能的致密化碳化硼陶瓷[9-13]㊂SiC 陶瓷具备高硬度㊁低密度和高弹性模量等特点,常被作为增强增韧相添加到陶瓷基体中[14-16]㊂尤其是,SiC 陶瓷具有较低的烧结温度,在复合陶瓷烧结过程中可以提高烧结活性,降低烧结温度㊁细化晶粒,从而提高陶瓷材料的物理力学性能[17,18]㊂国内外学者尝试将SiC 添加至B 4C 陶瓷基体中㊂Zhang 等[19]利用热压烧结法制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,在烧结压力为30MPa㊁烧结温度为1700~1950ħ时,陶瓷试样的断裂韧性达到6.1MPa㊃m1/2,维氏硬度达到34.3GPa㊂So 等[20]同样采用热压烧结法制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,在烧结压力为40MPa㊁烧结温度为1900~2000ħ时,复合陶瓷的断裂韧性仅为3.6MPa㊃m 1/2,弯曲强度为645MPa㊂Zhang 等[21]利用冷等静压与无压烧结相结合的方法同样制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,结果显示,在烧结温度为2300ħ㊁无压烧结条件下,复合陶瓷的断裂韧性为3.7MPa㊃m 1/2,维氏硬度可达33GPa㊂由此可见,烧结压力和烧结温度对B 4C-SiC 复合陶瓷的力学性能影响显著,而烧结压力对复合陶瓷力学性能的影响规律尚不清楚㊂因此,在一定的烧结温度下,系统地研究在不同烧结压力下B 4C-SiC复合陶瓷的力学性能,对于优化B 4C-SiC 复合陶瓷的制备工艺及强韧性具有良好的指导意义㊂基于此,本研究利用热压烧结工艺在不同压力条件(30,35,40MPa)下制备了B 4C-20%SiC(质量分数)复合陶瓷㊂利用多种测试手段分析复合陶瓷的微观组织结构㊁物相组成以及物理力学性能,以揭示烧结压力对B 4C-SiC 复合陶瓷力学性能的影响规律㊂2㊀实㊀验2.1㊀复合陶瓷材料的制备以B 4C 粉末(平均粒径0.8μm,纯度99.9%)和SiC粉末(平均粒径0.45μm,纯度98.5%)为原料,以Al 2O 3粉末(平均粒径1.17μm,纯度99.9%)和Y 2O 3粉末(平均粒径0.37μm,纯度99.9%)为烧结助剂(总质量分数10%),采用ZT-40-21Y 高温热压烧结炉制备B 4C-SiC 陶瓷复合材料,其中SiC 的质量分数为20%㊂陶瓷试样中各物质的质量占比详见图1㊂图1㊀陶瓷试样中各物质的质量占比Fig.1㊀Mass proportion of each substance in the ceramic sample将原始粉末按比例称取并置于球磨罐中,倒入酒精(加入量约为粉料质量的2倍),调节流体粘度,同时放入ZrO 2球(加入量同为粉料质量的2倍),在BM40行星式球磨仪内充分混匀,速度为90r㊃min -1,球磨时间为12h㊂随后,将复合粉体置于烘箱中80ħ干燥3h㊂将干燥好的混合粉体用最大孔径为212μm 的筛网过筛,获得的原始粉体的形貌和物相组成如图2所示㊂图2㊀原始粉体的SEM 照片(a)与XRD 图谱(b)Fig.2㊀SEM image (a)and XRD pattern (b)of original powder morphology804All Rights Reserved.㊀第5期陈㊀威等:B 4C-SiC 复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究㊀㊀随后,将复合粉体装入石墨模具(直径45mm),将装好粉料的模具置于高温热压烧结炉中进行烧结㊂烧结工艺如表1所示:氮气气氛保护,温度1900ħ,压力分别为30,35和40MPa,保温保压时间30min㊂烧结试样为盘试样,尺寸为Ф45mm ˑ6mm㊂利用金刚石外圆切割机将复合陶瓷试样切割成试块以进行微观组织观察以及力学性能测试,试块尺寸分别为5mm ˑ5mm ˑ15mm,5mm ˑ5mm ˑ20mm 和2.5mm ˑ5mm ˑ20mm㊂表1㊀热压烧结工艺参数Table 1㊀Parameters of hot-press sintering process No.Sinteringtemperature /ħSintering pressure /MPaHolding time/min1190030302190035303190040302.2㊀微观组织观察与物理力学性能测试方法将复合陶瓷试块(5mm ˑ5mm ˑ15mm)浸入熔融NaOH 中保持2min,随后置于稀硝酸中清洗10min,再利用蒸馏水进行清洗,然后用烘箱干燥,并利用VEGA ⅡXMU 型扫描电子显微镜(SEM)观察其微观组织结构;利用D /max2200PC 型X 射线衍射仪(XRD)分析复合陶瓷的物相组成㊂利用阿基米德排水法测定陶瓷复合材料的密度和开口气孔率,共测试3个试样(5mm ˑ5mm ˑ15mm),求平均值;采用HV-1000A 型维氏硬度计测量陶瓷复合材料的维氏硬度,测量使用顶角为120ʎ的金刚石压头,载荷选定为9.8N,保压时间为10s,共测试5次,求平均值;利用单边切口梁(single edge notched beam,SENB)法测量试块(2.5mm ˑ5mm ˑ20mm)的断裂韧性,共测试3个试样,求平均值,加载速度选定为0.05mm㊃min -1,跨距为16mm,缺口深度为2.5mm,断裂韧性的计算公式为:K IC =Y3PL a2ˑ1000BW2(1)式中,K IC 为断裂韧性,单位为MPa㊃m 1/2;P 为断裂时的最大负载,单位为N;L 为支点跨距,单位为mm;a 为切口深度,单位为mm;B 为试样宽度,单位为mm;W 为试样高度,单位为mm㊂Y 为试样的形状因子,由式(2)计算:Y = 1.93-3.07a W ()+14.53aW ()2-25.07aW()3éëê+25.80aW()4ùûú(2)采用三点弯曲法在1036PC 万能试验机上测定复合陶瓷试样(5mm ˑ5mm ˑ20mm)的弯曲强度,共测试3个试样,求平均值,其中试样跨距为16mm,加载速度为0.5mm㊃min -1,弯曲强度的计算公式为:σw =3PL2Bh 2(3)式中,σw 为弯曲强度,单位为MPa;P 为断裂载荷,单位为N;L 为支点跨距,单位为mm;B 为试样宽度,单位为mm;h 为试样高度,单位为mm㊂3㊀结果与讨论3.1㊀微观组织与物相组成B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力下的微观组织结构如图3所示,由图3可见,当烧结压力为30MPa 时,陶瓷颗粒较为粗大,组织疏松,陶瓷颗粒间有明显的空隙(图3a);随着烧结压力的增大,陶瓷颗粒变得细小,陶瓷颗粒间的间隙变少(图3b);当压力增至40MPa 时,组织变得更为致密,陶瓷颗粒间的间隙进一步减少(图3c)㊂由此可以看出,随着烧结压力的增大,B 4C-SiC 复合陶瓷的陶瓷颗粒的粒径发生细化,致密度有所提升㊂不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的XRD 分析结果如图4所示,由图4可见,B 4C-SiC 复合陶瓷主要由B 4C㊁SiC 和ZrB 2组成,烧结压力未对其物相组成造成显著的影响㊂其中,ZrB 2的形成源于球磨球ZrO 2与B 4C 之间的反应[22,23]㊂ZrB 2含量较低,不会对B 4C 本身的性能产生影响,故可忽略不计㊂由XRD 分析结果可以看出,在本研图3㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷微观组织的SEM 照片:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPaFig.3㊀SEM images of microstructures for B 4C-SiC composite ceramics under different sintering pressures:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPa904All Rights Reserved.中国材料进展第41卷究中,B 4C-SiC 复合陶瓷在制备过程中没有新相形成㊂烧结助剂(Al 2O 3和Y 2O 3)在烧结过程中形成液相,且部分液相会变成气相物质从坯体中逸出[24,25],因而复合陶瓷试样的XRD 分析结果中未能检测到烧结助剂㊂图4㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷材料的XRD 图谱Fig.4㊀XRD patterns of B 4C-SiC composite ceramic materials underdifferent sintering pressures3.2㊀物理力学性能分析B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力下的相对密度和开口气孔率测试结果如图5所示㊂由图5可见,随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3㊂相应地,复合陶瓷的气孔率也由1.47%降至1.02%㊂该实验结果与观察到的微观组织(图3)一致,随着烧结压力的增大,复合陶瓷的微观组织变得致密,晶粒间的空隙有所减少㊂B 4C-SiC 复合陶瓷的维氏硬度测试结果如图6所示㊂由图6可见,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷材料的维氏硬度由17.0增至32.6GPa,增大了91.8%㊂复合陶瓷材料的维氏硬度随烧结压力的变化趋势与密度的变化规律一致,这也印证了致密度是决定复合材料硬度的重要因素之一[26]㊂B 4C-SiC 复合陶瓷的弯曲强度如图7a 所示,由图可知,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷的弯曲强度由312.7增至447.6MPa,提升了43.1%㊂该复合陶瓷的断裂韧性如图7b 所示,随着烧结压力由30增至40MPa,复合陶瓷的断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂图5㊀B 4C-SiC 复合陶瓷在不同烧结压力时的密度与气孔率Fig.5㊀Densities and porosities of B 4C-SiC composite ceramicsunder different sinteringpressures图6㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的维氏硬度Fig.6㊀Vickers hardness of B 4C-SiC composite ceramicsunder different sintering pressuresB 4C-SiC 复合陶瓷弯曲强度试样的断口形貌如图8所示㊂由图8a 可知,当烧结压力为30MPa 时,断裂形式主要以穿晶断裂为主,大量的空隙清晰可见,可以观察到一些脆裂的晶粒出现在不够致密的断口上;当烧结压力增至35MPa 时(图8b),断裂形式依然以穿晶断裂为主,空隙显著减小,未观察到显著的裂纹偏转;当烧结图7㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷的弯曲强度(a)和断裂韧性(b)F i g.7㊀Bending strength (a)and fracture toughness (b)of B 4C-SiC composite ceramics under different sintering pressures14All Rights Reserved.㊀第5期陈㊀威等:B 4C-SiC复合陶瓷的制备及其物理力学性能研究图8㊀不同烧结压力下B 4C-SiC 复合陶瓷弯曲强度试样的断口形貌照片:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPaFig.8㊀Bending strength fracture morphologies of B 4C-SiC composite ceramics under the different sintering pressures:(a)30MPa,(b)35MPa,(c)40MPa压力增至40MPa 时(图8c),断口更加致密,断裂形式虽然以穿晶断裂为主,但在晶粒的边缘可以清晰地观察到裂纹偏转的痕迹(如箭头所指区域)㊂根据Rahaman 等[27]的研究,陶瓷在热压过程中的致密化速率可通过式(4)进行表述:ρ=1d ρ1d t =H D (ϕP a )nG m kT(4)式中,ρ为致密化速率,H 为数值常数,D 为速率控制物质的扩散系数,ϕ为增强因子,P a 为施加压力,G 为晶粒度,k 为玻尔兹曼常数,T 为绝对温度㊂由式(4)可以看出,当其他因素恒定时,致密化速率与烧结压力呈指数关系㊂在本研究中,随着烧结压力的升高,SiC 和B 4C 晶粒的长大被抑制,达到了细化晶粒的目的(图3)㊂在较高压力的作用下,SiC 和B 4C 晶粒之间结合更为致密,材料的气孔率显著降低(图5),维氏硬度显著提升㊂在热压烧结过程中,B 4C 和SiC 陶瓷晶粒因具有不同的热膨胀系数而产生残余应力[28],通常会导致在B 4C 和SiC 弱界面处产生微裂纹,当断裂裂纹延展至微裂纹处时,将优先取向于微裂纹的方向,从而使裂纹发生偏转㊁分叉(图9),进而提升复合陶瓷材料的强度和韧性(图8c)㊂当烧结压力较低时,组织较为疏松(图3a),晶粒之间结合不够紧密,很难形成裂纹图9㊀B 4C-SiC 复合陶瓷裂纹扩展的SEM 照片Fig.9㊀SEM image of indentation crack deflection in B 4C-SiCcomposite ceramics偏转(图8a 和8b),故其弯曲强度和断裂韧性相对较低(图7a 和7b)㊂4㊀结㊀论本研究在不同压力条件(30,35,40MPa)下热压烧结制备了B 4C-SiC 复合陶瓷,对其物理力学性能进行测试分析,得出如下结论:(1)B 4C-SiC 复合陶瓷的微观组织随烧结压力的增大而变得致密,且复合陶瓷主要由B 4C 和SiC 两相组成,未有新相形成㊂(2)随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷的密度由2.22增至2.64g㊃cm -3,复合陶瓷的气孔率由1.47%降至1.02%㊂(3)随着烧结压力由30增至40MPa,B 4C-SiC 复合陶瓷材料的维氏硬度由17.0升至32.6GPa;弯曲强度由312.7升至447.6MPa,提升了43.1%;断裂韧性由4.79增至7.21MPa㊃m 1/2㊂(4)当压力为40MPa 时,B 4C-SiC 复合陶瓷的组织致密,在断裂过程中,裂纹偏转现象明显㊂参考文献㊀References[1]㊀龙亮,刘炳刚,罗昊,等.材料导报[J],2019,33(S1):184-190.LONG L,LIU B G,LUO H,et al .Materials Review[J],2019,33(S1):184-190.[2]㊀DOMNICH V,REYNAUD S,HABER A,et al .Journal of the A-merican Ceramic Society[J],2011,94(11):3605-3628.[3]㊀聂丹,王帅,邢鹏飞,等.铁合金[J],2019,50(3):33-39.NIE D,WANG S,XING P F,et al .Ferroalloys [J],2019,50(3):33-39.[4]㊀陈洪胜,王文先,李宇力,等.粉末冶金材料科学与工程[J],2016,21(1):146-153.CHEN H S,WANG W X,LI Y L,et al .Powder Metallurgy Materi-als Science and Engineering[J],2016,21(1):146-153.[5]㊀李三喜,李洋,王松.无机盐工业[J],2018,50(11):24-114All Rights Reserved.中国材料进展第41卷26+41.LI S X,LI Y,WANG S.Inorganic Salt Industry[J],2018,50(11):24-26+41.[6]㊀杨新建.科学技术与工程[J],2013,13(3):664-666.YANG X J.Science Technology and Engineering[J],2013,13(3): 664-666.[7]㊀SURI A K,SUBRAMANIAN C,SONBER J K,et al.InternationalMaterials Reviews[J],2010,55(1):4-10.[8]㊀ZHANG X,ZHANG Z,WANG W,et al.Journal of the AmericanCeramic Society[J],2017,100(7):3099-3107.[9]㊀LIU Z T,WANG D W,LI J,et al.Scripta Materialia[J],2017,135(2):15-18.[10]RICHARD S,KOVALÍKOVÁA,JÁN B,et al.International Jour-nal of Refractory Metals and Hard Materials[J],2017,65(S1):57-63.[11]OJALVO C,ZAMORA V,MORENO R,et al.Journal of the Euro-pean Ceramic Society[J],2021,41(3):1869-1877. [12]DEMIRSKYI D,SAKKA Y,VASYLKIV O.Journal of the AmericanCeramic Society[J],2016,99(7):2436-2441.[13]LI X,GAO Y,YANG Q.Ceramics International[J],2017,43(17):14932-14937.[14]YAN S R,LYU Z J,FOONG L K.Ceramics International[J],2020,46(11):18813-18825.[15]WANG P,LI S,GENG X,et al.Journal of Alloys and Compounds[J],2020,843:156084.[16]NGUYEN V H,ASL M S,MAHASENI Z H,et al.Ceramics Inter-national[J],2020,46(16):25341-25350.[17]郭启龙,裴军军,王璟,等.稀有金属材料与工程[J],2018,47(S1):282-287.GUO Q L,PEI J J,WANG J,et al.Rare Metal Materials and Engi-neering[J],2018,47(S1):282-287.[18]李金平,李玲玲,王智博,等.稀有金属材料与工程[J],2013,42(S1):238-240.LI J P,LI L L,WANG Z B,et al.Rare Metal Materials and Engi-neering[J],2013,42(S1):238-240.[19]ZHANG Z X,DU X W,LI Z L,et al.Journal of the European Ce-ramic Society[J],2014,34(10):2153-2161.[20]SO S M,CHOI W H,KIM K H,et al.Ceramics International[J],2019,46(7):9575-9581.[21]ZHANG W,YAMASHITA S,KITA H.Journal of the European Ce-ramic Society[J],2020,40(8):2855-2861.[22]曾令勇.基于不同固相热还原的ZrB2基陶瓷的制备和性能研究[D].广州:广东工业大学,2019.ZENG L Y.Study on Preparation and Properties of ZrB2-Based Ce-ramics Based on Different Solid-State Thermal Reduction[D].Guang-zhou:Guangdong University of Technology,2019. [23]LIN X,AI S H,FENG Y R,et al.Ceramics International[J],2017,43(17):15593-15596.[24]周伟,蔡智慧,曾军,等.厦门大学学报(自然科学版)[J],2006(4):530-534.ZHOU W,CAI Z H,ZENG J,et al.Journal of Xiamen University (Natural Science)[J],2006(4):530-534.[25]李文辉,李文新.哈尔滨理工大学学报[J],2002(2):73-75.LI W H,LI W X.Journal of Harbin University of Science and Tech-nology[J],2002(2):73-75.[26]ZHANG X R,ZHANG Z X,LIU Y M,et al.Ceramics International[J],2019,45(1):978-984.[27]MADEIRA S,BUCIUMEANU M,SILVA F S,et al.Ceramics In-ternational[J],2019,45(5):5883-5893.[28]ASL M S,AHMADIA Z,NAMINI A S.Ceramics International[J],2019,45(16):19808-19821.(编辑㊀吴㊀锐)214All Rights Reserved.。

C／SiC-(W-C)复合材料的制备及烧蚀性能

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第２卷第１６期
Ｖｏ１Ｎｏ．１．２６
材
料
Байду номын сангаас
科
学
与
工
程
学
报
总第１１１期
Ｆｅｂ．２００８
ＪｕｎｌｆＭａｅｉｌＳｉｎｅ＆Ｅｎｉｅｒｎｒａｔｒｓｃｅｃｏｏａｇｎｅｉｇ
ＴＯＮＧａｇｑｉｇ，ＣＨＥＮＧｉｆｉＣｈｎ－ｎＬａ — ｅ，ＺＨＡＮＧ —ｏｇ，ＸＵＬｉｔｎＹｏｎ－ｏｇｇｄｎ
（ｔｏａｙＬａ．ｏＮａｉｎｌＫｅｂｆＴｈｅｍｏｔｕｔｒｍｐｓｔａｅｉｌｒｓｒｃｕｅＣｏｏｉｅＭｔｒａｓ，Ｎｏｈｔｒｗ￣ｔｒｌｔｃｅｎＰｏｙｅｈｎｉａｃｌＵｎｉｅｓｔｖｒｉｙ，Ｘｉ＂ｌ７１０７ａｌ０２，Ｃｈｉｎａ）
．
ＴｈｅＸＲＤｅｕｔｈｒｓｌｓｓｏｗｈｔｔｅｍａｎｐｈｓｓｏｈｓｐｒｐａｅｏｍｐｏｉｅａｒＣ，Ｗ，Ｓｉａｗｈｉｅｔｓｈｅａａｅｔａｈｉａｅｆｔｅａ — ｅｒｄｃｓｔｅＷＣｎｄＣｌｈｏｅｏｆｔｂｌｔｄｓｆｃｒＯ３，ＷｎｄＳｉｕｒａｅａｅＷａＣ．ＳＥＭａｙｉｍｐｉｓｔｔｎｔｏｎｌｎｔｒｂｕｎｅｐｏｒｓｂｕｔａｓｎｔａｂｕｎｅｐｅｒｉｅａｎｌｓｓｉｌｅｈａｏｙｉｅ－ｄｌｅｌｏｉｒ－ｄｌｏｒｓａｅｆｌｄｂｙｌ

原位金属基复合材料的合成与制备

原位金属基复合材料的合成与制备摘要：金属基复合材料(MMCs), 由于融合了金属与陶瓷的特性，因此既具有优异的力学性能，又具有导电、导热、耐磨损、不吸湿、不放气、尺寸稳定、不老化等一系列金属特性，是一种优良的结构材料。

常规的MMCs的制造方法有DIMOX TM直接氧化法、PRIMEM TM法、DX TM法和共晶自生法。

关键词:合成，制备，DIMOX TM直接氧化法，PRIMEM TM法，DX TM法，共晶自生法1.前言原位复合材料制备技术的基本思想是依靠合金设计，通过合金内部反应生成增强体。

由于原位生成的增强体表面未受污染，且避免了与基体浸润不良的问题，因而与基体的结合良好。

较之陶瓷颗粒或晶须表面处理后再与基体结合的传统工艺，在相同的增强体百分含量情况下，可得到更高的强度和弹性模量，同时能得到较好的韧性。

根据热力学基本原理，好的合金设计应使生成增强体反应的吉布斯自由能变化为绝对值较大的负值，并使有害相的生成反应吉布斯自由能变化为绝对值较小的负值，且最好为正值。

这就要求首先从理论上解决在反应合金体设计方面有益增强体相能够形成、有害相不能形成的问题。

常规的金属基复合材料的制造方法有粉末冶金法、铸造法和共喷法。

①粉末冶金法是制造颗粒增强金属基复合材料的主要方法之一，粉末冶金法制备过程如图3所示。

其中压实过程包括冷压、除气、热等静压或真空热压等过程，经压实后的毛坯复合材料通常能达到98%的理论密度。

然后再采用二次加工方法优化力学性能。

该法制成的MMCs具有颗粒均匀、成型能力好、力学性能较高的点，但制备成本高。

②铸造法又可分为复合铸造法、压铸法、压力浸渍法和真空压力浸渍法等，其中真空压力浸渍法制造的MMCs力学性能较好，且制备过程也较科学合理。

③共喷法的实验装置示意图见图 4 。

共喷或喷射沉积法是使增强体粉末与液态金属短时间接触即凝固成固体复合材料的方法，这种工艺方法可避免基体和增强体的剧烈反应，且基体的选择范围也比较大。

PIP工艺制备SiC晶须增强SiC_(f)SiC复合材料的性能

PIP 工艺制备SiC 晶须增强SiC f /SiC复合材料的性能姜卓钰1,2, 吕晓旭1,2, 周怡然1,2, 齐哲1,2,高晔1,2, 赵文青2,3, 焦健1,2*（1．中国航发北京航空材料研究院先进复合材料国防科技重点实验室北京 100095；2．中国航发北京航空材料研究院表面工程研究所北京 100095；3．北京理工大学材料学院北京 100081）摘要：以不同界面层厚度的SiC 纤维为增强相，采用先驱体浸渍裂解工艺（PIP ）制备SiC f （PyC ）/SiC 复合材料，并在复合材料基体中引入SiC 晶须，对其性能进行研究。

结果表明：热解碳（PyC ）界面层厚度约为230 nm 时，SiC 纤维拔出明显，SiC f /SiC 复合材料拉伸强度、弯曲强度和断裂韧度分别达到192.3 MPa 、446.9 MPa 和11.4 MPa•m 1/2；在SiC f /SiC 复合材料基体中引入SiC 晶须后，晶须的拔出、桥连及裂纹偏转等增韧机制增加了裂纹在基体中传递时的能量消耗，使复合材料的断裂韧度和弯曲强度分别提高了22.9%和9.1%。

关键词：碳化硅；复合材料；SiC 晶须；力学性能doi ：10.11868/j.issn.1005-5053.2020.000081中图分类号：TB332 文献标识码：A 文章编号：1005-5053(2021)02-0082-07SiC f /SiC 复合材料是以SiC 纤维为连续增强体，SiC 陶瓷为基体的复合材料，因此SiC f /SiC 复合材料既具有SiC 基体的耐高温、低密度、耐腐蚀及耐蠕变等优点，又具有较高的强度和模量。

相比于高温合金材料，SiC f /SiC 复合材料可以实现减重、提高燃气效率，因而在发动机叶片、机闸、高/低压涡轮盘、火焰稳定器和排气喷管等航空航天领域具有重要的应用潜力。

随着相关技术的不断发展，这些领域对SiC f /SiC 复合材料的工作环境温度、强度等需求逐渐提高，因此这类材料将会面临更为严苛的考验[1-6]。

多元有机酸自组装硅碳复合材料用于高效储锂

多元有机酸自组装硅碳复合材料用于高效储锂
贲淼;刘少卿;陶丽娟;李群寅;张燕青;刘建文
【期刊名称】《湖北大学学报（自然科学版）》
【年(卷),期】2024(46)1
【摘要】相比于传统物理打浆式简易硅碳材料的复合,本工作利用自组装的方式让有机酸碳源材料与纳米硅粉进行内部结合,羧酸碳源保护层在抑制硅材料膨胀的同时,通过相互间串联起的网络增加导电性,得到稳定性更好的硅碳复合负极材料。

该方法首先在纳米硅粉表面进行修饰,使其表面带上氨基,通过酰胺化反应,让柠檬酸与纳米硅键合。

此外过量的碳源材料包附于外层,形成多个单纳米硅颗粒聚集的微米级多核卵壳型颗粒。

这种结构使得该电极材料在电流密度500 mA/g下,经过600圈的长循环下具有1073.4 mAh/g的比容量。

在2 A/g的电流密度下,初始比容量为751.2 mAh/g,在300圈循环后比容量维持在573.0 mAh/g,容量保持率为76.3%。

该实验工作为锂离子电池硅碳负极材料的合成提供了一种简单低成本的实用性合成思路。

【总页数】8页(P107-114)
【作者】贲淼;刘少卿;陶丽娟;李群寅;张燕青;刘建文
【作者单位】湖北大学化学化工学院;湖北万润新能源科技股份有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TQ127.2
【相关文献】
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次去离子水配制。
表１偏钨酸铵的成分ｌ量分散／％）质
ＴａｌＣｈｍｉａｃｍｐｓｔｎｆｔｅｂｅ１ｅｃｌｏｏｉｉｓｏｈｏ
的气动加热，并有粒子云的高速侵蚀，迫切需要进一步提高ｃｓｃ复合材料的耐高温和抗烧蚀性能。ＷＣ具／ｉ有高熔点、高硬度和低的热膨胀系数口，ＣＣ复合］在／
摘要：采用化学气相渗透（ＶＩ结合溶液浸渍法制备ｃｓ一ｗ多元基复合材料，用ＸＤ，ＤＳ和ＳＭ技术对材ｃ）／ｉ（ｃ）ｃ利ＲＥＥ
料的物相组成及微观结构进行表征，并对Ｗ－Ｃ基体的形成机理进行了初步探讨。结果表明：Ｃ不仅分散在纤维束间，Ｗ—
Ａｓｒｃ：Ａｍｕｔｐａｅｍａｒ／ｉ一Ｗ— ）ｃｍｐｓｅｓｒｐｒｄｂｏｉｅｈｍｉａｖｐｒｉ— ｂｔａｔｌ— ｈｓｔｉｃｓｃ（Ｃｏｏｉｅａｅｙｃｍｂｎｄｃｅｃｌａｏｉｘｔｗａｐｎ
ｆｔａｉｎ（ｉｒｔｌｏＣＶＩｅｈｏｏｙｗｉｈｓｌｔｎｉｐｅｎｔｏ．Ｔｈｈｓｏｏｉｉｎａｄｍｉｒｓｒｃｕｅｏ）ｔｃｎｌｇｔｏｕｉｏｍｒｇａｉｎｅｐａｅｃｍｐｓｔｏｎｃｏｔｕｔｒｆ
ＭａｒｘＣＳＣ（Ｃ）Ｃｍｐｓｔｔｉ／ｉ一Ｗ— ｏｏｉｅ
童长青，成来飞，张立同，徐永东
（北工业大学超高温结构复合材料国防科技重点实验室，安７０７）西西１０２
ＴＯＮＧａｇｑｎＣｈｎ — ｉｇ，ＣＨＥＮＧｉｅ，ＺＡＮＧ —ｏｇＬａ— ｉＨｆＬｉｎ，ｔＸＵｎ — ｏｇＮａｉｎｌＫｅｂｒｔｒｆＴｈｒｓｒｃｕｅＹｏｇｄｎ（ｔａｙＬａｏａｏｙｏｅｍｏｔｕｔｒｏＣｍｐｓｔａｅｉｌ，Ｎｏｔｗｅｔｒｏｙｅｈｉａｉｅｓｔ，Ｘｉａ１０２ｏｏｉｅＭｔｒａｓｒｈｓｅｎＰｌｔｃｎｃｌＵｎｖｒｉｙｎ７０７，Ｃｈｎ）ｉａ
法制备０２ｍ左右的碳界面层后，１０ ℃采用低压．在００
化学气相沉积（ＰＶＩ法沉积ＳＣ制得，体工艺过Ｌｃ）ｉ具
程见文献［］７。将沉积的二维板加工成条状，尺寸为其６ｍｍ×３ｍＸ３ｒｍ，阿基米德排水法测得其气孑ａｒ０ａ用Ｌ
ｔｅｃｍｐｓｔｒｄｎｉｉｄａｄｃａａｔｒｚｄｂｈｏｏｉｗｅｅｉｅｔｅｎｈｒｃｅｉｅｙＸＲＤ，ＥｎＥＭｅｈｄ．ＲｅｅｉｎｍｅｈｎｓｅｆＤ８ａｄＳｍｔｏｓａｔｏｃａｉｍｗａｉｃｓｅｒａｉ．Ｔｈ — ｓｆｕｄｔｎｉｒｔｈｏｅｍｏｇｆｂｒｂｎｌｓｌｏａｎｓｄｓｕｓｄｐｉｒｌｍｙｅＷＣｗａｏｎｏｉｆｌａｅｔｅｐｒｓａｎｉｅｕｄｅ，ａｓｍｏｇｔ
空、航天领域＿。化学气相渗透法是制备ｃｓ１ｊ／ｉｃ复合
材料的先进方法之一。随着飞行器速度的不断提高，
特别是超高音速再人大气层的飞行器，部产生很强头
率为ｌ％～２６８ｌ／９。偏钨酸铵的成分见表１溶液用二，
ａｄ１６ｒｓｅｔｅ．ｎ１，，ｅｐｃｉｌ９ｖｙ
Ｋｙｗｒｓｃｓｃ（ — ）ｃｍｐｓｅｍｕｔｐａｅｍａｒｘｓｌｔｎｉｆｔａｉｎｅｏｄ：／ｉＷＣｏｏｉ；ｌ—ｈｓｔｉ；ｏｕｉｉｒｔｔｉｏｎｌｏ
ｃｓｃ复合材料具有耐高温、密度，／ｉ低类似金属的断裂行为，不发生灾难性损毁等特点，广泛应用于航被
还分散在纤维束内。ｃｓｃ（Ｃ复合材料的密度为３４／ｒ开气孔率为ｌ。／ｉ一Ｗ）．ｇｅ，ａ１
关键词：／ｉ一Ｗ－）复合材料；ｃｓｃ（Ｃ多元基体；溶液浸渍
中图分类号：５；Ｂ３Ｖ２７Ｔ３３文献标识码：Ａ文章编号：０１４８（０６１—０６０１０３１２０）２０４—４．
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材料工程／２０年１０６２期
ＣＳＣ（Ｃ）元基复合材料的制备与表征／ｉｃｅｉａｉｎｏｕｔｐａｅｏｅｓｎｎａａｔｒｚｔｏｆＭｌｉｈｓ —
ｔｅｆａｎｓｈｅｓｙａｄｏｅｏｏｉｆｈｒｐｒｄＣＳＣ（Ｃｏｏｉｒ．ｇｃｈｉｍｅｔ．Ｔｅｄｎｉｎｐｎｐｒｓｔｏｅｐｅａｅ／ｉ一Ｗ— ）ｃｍｐｓｔｗｅｅ３４／ｍ。ｌｔｙｔｅ