cc复合材料
碳碳复合材料简介
及零部件等
四 发展趋势及应用
(1) 因其良好的生物相容性 ,在生物医学方面 ,可作人体骨 骼的替代材料 ,比如人工髋关节、 膝关 节、 牙根等.
(2) 汽车、 赛车的制动系统. (3) 在核反应堆中制造无线电频率限幅器. (4) 利用其高导电率和很高尺寸稳定性 ,制造卫星通讯抛物 面无线电天线反射器. (5) 用碳/碳复合材料代替石棉制造熔融玻璃的滑道 ,其寿命 可提高100倍以上. (6) 制作高温紧固件.在700 ℃ 以上 ,金属紧固件强度很低 , 而碳/碳复合材料在高温下呈现优异承 载能力 ,可作高温下使用的螺栓、 螺母、 垫片等.
(7) 制作热压模具和超塑性加工模具.在陶瓷和粉未冶金 生产中采用碳/碳复合材料制作热压模 具 ,可减少模具厚度 ,缩短加热周期 ,节约能源和提高产 量;用碳/碳复合材料制作钛合金超塑性加工模 具 ,因其低膨胀性和钛合金的相容性 ,可提高成型效率 , 并减少成型时钛合金的折叠缺陷.
(8) 制作加热元件.与传统的石墨发热体强度低、 脆 ,加工与运输困难相比 ,碳/碳复合材料的强度 高 ,韧性好 ,可减少发热体体积 ,扩大工作区.
CC复合材料
Байду номын сангаас姚祥瑞
目录
• 定义 • 性能 • 制备工艺 • 发展前景及用途
一 定义
• 碳/碳复合材料是复合材料 的一种 ,它是以碳为基体 ,由 碳纤维或其制品(碳毡或碳布) 增强的复合材料.
二 性能
• 它兼有碳的惰性和碳纤维的高 强度 ,具有良好的机械性能、 耐 热性、 耐腐蚀性、 磨擦减振特 性及热、电传导特性等特点.而 且 ,其质轻 ,比强度和比弹性模 量都很高 ,更重要的是这种材料 随着温度的升高(可达2 200 ℃) 其强度不降低 ,甚至比室温条件 下还高。
CC复合材料石墨化度与导电性能的关系
作者简介： 张福勤 （#’*%$） ， 男， 湖南邵东人， 博士生， 从事炭 + 炭复合材料的研究和开发。
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料
第 &( 卷
成 ! ! " ! # " # $ % !! ! &’ !! ! (’ !! 的试样， 式 中： 宽度和长度。由于 !、 "、 # 分别为试样的厚度、 该类材料结构的各向异性， 为保证试验结果的准确 性和可比性， 在加工试样时， 必须确保试样的 ") # 平面同复合材料的 $) % 平面平行。 试样经不同石墨化工艺处理后得到不同的石墨 化度， 石墨化处理温度越高， 石墨化度越高。对于每 一种材料， 不同石墨化度下电阻率的测量在该种材 料的同一个试样上进行： 将试样依次经受由低温到 高温的石墨化处理， 每次石墨化处理出炉后， 先测量 其室温时的电阻率， 测量后再入炉进入下一道较高 温度的石墨化处理工序。这样操作可以最大限度地 降低因为取样区域不同而带来的测量误差。 !"! 石墨化度的测量和表征 炭* 炭复合材料的基本结构为乱层结构或介于 乱层结构与石墨晶体结构之间的过渡型。石墨晶体 是网平面的三维有序堆聚， 而乱层结构仅在网平面 上二维有序， 其整体呈紊乱状态， 层间距较大， 表观 微晶尺寸 # " 和 # # 均较小， 通常超过某一热处理温 度时， 开始发生三维层平面的排列， 这种变化， 伴随 着层间距的减小和微晶尺寸的增大， 就是石墨化过 程。石墨化度就是用来表征这一转化过程进行程度 的参数。 石墨 化 度 是 根 据 $%#&’()& 模 式， 由 *+%)&, 和 ［&， +， #］ ， 其简化形式为： *#)%+ 公式计算 （’ $ ,## ’ - ’ ’’+ ） （ &" * ’ $ ,## ’ - ’ $ ,,% #）（+) &） 其中： （ ’ ’’+ "! * + -)& "） 式中 & ： 石墨化度 （.） ， 完全未石墨化炭 ’ $ ,## ’ &!： 理想晶体的层间距， （ &!） ： 的层间距， ’ $ ,,%# &!： ’ ’’+ （’’+） 面的层间距， 入射 . 射线波长， （ ： 衍 * /） !* &!： " 射角。 平均微晶尺寸 # " 由 /"0+%%+% 公式计算： （’’+） （ #" * ( "1（’’+） "! "）（+) +） 式中!： 入射 . 射线波长， 衍射峰积分宽度， 衍 (： "： 射角。 .23 测量在日本理学电机 2),#’4),’&# 型 . 射 线衍射)光谱仪上进行。采用粉末试样， /) 作内标， 管 电 压 ,% ’7、 电流 试验 参 数： 546! & 单 色 光 辐 射、 间 隔 ’ $ ’+/* 步、 速度 +’ !8， + " 取值范 围 ++/ 0 +1/、 ’ $ % 步 * -。 !"# 电阻率的测量
纤维复合材料及其制造方法
耐疲劳性能好
• 疲劳破坏是材料在变载荷作用下， 由于裂纹的形成和扩展而形成的低 应力破坏。聚合物复合材料疲劳破 坏总是从纤维的薄弱环节开始，逐 渐扩展到结合面上，破坏前有明显 的预兆，而且纤维与基体的界面能 阻止裂纹的扩展。大多数金属材料 的疲劳强度极限是其抗拉强度的20 ％-50％，而碳纤维/聚酯复合材料的 疲劳极限可为其抗拉强度的70％-80
FRP注射成型过程：
预浸渍料加入料筒，适当加温加压，当物料运动到喷嘴时， 粘度应达到最低值，并被迅速注入模腔。在热压作用下固化定型， 然后开模取出制品。
FRTP和FRP的注射成型特点对比
(1) FRTP可以反复加热塑化， 物料的熔融和硬化完全是物理变 化；FRP加热固化后不能再塑化， 固化过程为不可逆反应。 (2) FRTP受热时，物料由玻璃态变 为熔融的粘流态，料筒温度要分段 控制，其塑化温度应高于粘流温度， 但低于分解温度；FRP在料筒中加 热时，树脂分子链发生运动，物料 熔融，但接着会发生化学反应、放 热，加速化学反应过程。因此， FRP注射成型的温度控制要比FRTP 严格得多。
cc复合材料置于高温和快速加热的环境中由于蒸发升华和可能的热化学氧化其部分表面可被烧蚀但其表面的凹陷浅良好地保留其外形且烧蚀均匀而对称碳的升华温度是3700材料苯乙烯尼龙酚高硅氧酚醛有效烧蚀热kcalkg1100014000173024904180不同树料的有效烧蚀热的比较43化学稳定性常温下化学稳定性好但耐热氧化性能差44抗氧化防护涂层法添加抗氧化剂涂层法是在制备好的cc材料上进行sicsin或其它耐火材料的涂层包括扩散法和化第四节混杂纤维复合材料定义混杂纤维复合材料是指两种或两种以上纤维混杂增强一种基体构成的复合材料重要意义
产生的裂纹在通过粘结界面时，纤维产生应力集中，严 C/C复合材料的强度下 重时导致纤维断裂。
cc复合材料
cc复合材料
CC复合材料。
CC复合材料是一种由两种或两种以上不同性质的材料组合而成的新型材料，
具有优异的综合性能，被广泛应用于航空航天、汽车制造、建筑工程等领域。
它的出现不仅提高了产品的性能和质量，还大大降低了生产成本，具有广阔的发展前景。
首先，CC复合材料具有优异的机械性能。
相比于传统材料，CC复合材料的强
度和刚度更高，同时具有较低的密度，因此在航空航天领域得到了广泛应用。
它不仅可以减轻飞机、火箭等载具的重量，还能够提高其飞行速度和燃油效率，降低运行成本，为航空航天事业的发展做出了重要贡献。
其次，CC复合材料具有优异的耐腐蚀性能。
在海洋工程、化工设备等领域，
材料常常需要长期暴露在潮湿、腐蚀性环境中，传统材料容易受到腐蚀而失效，而CC复合材料能够很好地抵抗腐蚀，保持稳定的性能，因此在这些领域有着广泛的
应用前景。
另外，CC复合材料还具有优异的导热性能和电磁性能。
在电子产品、通信设
备等领域，要求材料具有良好的导热和屏蔽性能，以保证设备的正常运行和通信质量，而CC复合材料能够满足这些要求，因此在这些领域也有着广泛的应用。
总的来说，CC复合材料具有优异的综合性能，被广泛应用于各个领域，为相
关行业的发展带来了巨大的推动力。
随着科技的不断进步和材料工艺的不断改进，相信CC复合材料的应用领域会越来越广，性能会越来越优越，为人类创造出更多
的奇迹。
CC复合材料(1)(详细分析：复合材料)共5张PPT
树脂浸渍碳是经高温生成的，通常产碳率较高，但难以石墨化，且电阻率高，热导率差，最终生成的石墨为各向异性的。 碳/碳复合材料是由各种碳纤维或各种碳织物增强碳,或石墨化的树脂碳(或沥青)以及化学气相沉积(CVD)碳所形成的复合材料。 热解碳原料来源丰富，质量可靠，品种多，且成本低，选材范围广。 C/C复合材料且质量小、刚性好，并且是极耐高温的材料，其强度随温度升高而增加，在2500℃达到最大值，同时它有良好的抗烧蚀性能和
抗沥热青震 浸性渍能碳，通是常宇于纤航低维中压非或与常常树重压要下脂的残预材余料碳浸，，料例因如而作产为碳导率弹较的低鼻，锥但体易热。于石压墨制化坯，最终生成的石墨为各向同碳性化的，其电阻率低，C热/导C性复好合，材模料量高
。 2 C/C复合材料的制备
短纤维与沥青或
树脂混合物
喷射制坯
石墨化
石墨化C/C复合材料
基体材料分为热解碳与浸渍碳两种，热解碳主要是甲烷、乙烷、丙烷和乙烯以及低分子芳烃等组成，经高温裂解生成碳，浸渍碳是树脂或沥 青经碳化或石墨化制得。
热解碳原料来源丰富，质量可靠，品种多，且成本低，选材 基体材料分为热解碳与浸渍碳两种，热解碳主要是甲烷、乙烷、丙烷和乙烯以及低分子芳烃等组成，经高温裂解生成碳，浸渍碳是树脂或沥
碳/碳复合材料
9.1 概述
碳/碳复合材料是由各种碳纤维或各种碳织物增强碳,或石 墨化的树脂碳(或沥青)以及化学气相沉积(CVD)碳所形 成的复合材料。
C/C复合材料且质量小、刚性好，并且是极耐高温的材料，其强 度随温度升高而增加，在2500℃达到最大值，同时它有良好的 抗烧蚀性能和抗热震性能，是宇航中非常重要的材料，例如作 为导弹的鼻锥体。C/C复合材料还具有优异的耐摩擦性能和高 的热导率，使其在飞机、汽车刹车片和轴承等方面得到应用。 但是C/C复合材料不能在氧化性气氛中耐受高温，因此关于C/C 复合材料的抗氧化研究是一个重点内容。
掺杂改性C_C复合材料研究进展
第30卷第11期2011年11月中国材料进展MATERIALS CHINAVol.30No.11Nov.2011特约专栏收稿日期:2011－09－24通信作者:崔红，女，1969年生，研究员，博士生导师掺杂改性C /C 复合材料研究进展崔红，闫联生，刘勇琼，张强，孟祥利(西安航天复合材料研究所，陕西西安710025)摘要:陶瓷掺杂改性碳/碳(C /C )复合材料在保持C /C 复合材料原有优异高温力学性能及尺寸稳定性等特性的前提下，显著提高了C /C 复合材料的高温抗氧化、抗烧蚀性能，且其具有可设计性和良好的抗热震性能等优势，是新型高超声速飞行器和新一代高性能发动机热防护部件的理想候选材料。
综述了国内外在SiC 陶瓷掺杂改性C /C 复合材料，ZrC ，ZrB 2超高温陶瓷掺杂改性C /C 复合材料以及TaC ，HfC 超高温陶瓷掺杂改性C /C 复合材料等方面的最新研究进展和应用情况，并分析了陶瓷掺杂改性C /C 复合材料目前研究及应用中存在的主要问题和今后潜在的研究发展方向。
关键词:高温材料;C /C 复合材料;掺杂改性;抗氧化中图分类号:TB333文献标识码:A 文章编号:1674－3962(2011)11－0013－05Advances on Ceramic Hybird ModifiedCarbon /Carbon CompositesCUI Hong ，YAN Liansheng ，LIU Yongqiong ，ZHANG Qiang ，MENG Xiangli(Xi'an Aerospace Composite Material Institute ，Xi'an 710025，China )Abstract :Being the ideal candidate material for thermal protection parts in supersonic flight and the high performancerocket engine ，carbon /carbon composites modified by ceramic hybrid have good oxidation and ablation resistance ，design-ability ，good thermal shock resistance as well as the inherent unique comprehensive properties ，such as excellent mechani-cal properties and dimensional stability at high temperature．The present status of research and application of carbon /car-bon composites modified by the SiC ceramics and ZrC ，ZrB 2，TaC ，HfC ultrahigh temperature ceramics were summarized．The existing problems and the potential development direction on the investigation of the ceramic hybrid modification C /C composites were also proposed．Key words :high temperature materials ;carbon /carbon composites ;hybird modification ;anti-oxidation1前言碳/碳(C /C )复合材料即碳纤维增强碳基体复合材料，是一种特别具有性能可设计性和抗热震性的先进复合材料，它以优异抗烧蚀性能、高比强度、高比模量、及高温下极好的力学性能和尺寸稳定性等一系列突出的特点，特别适合于需要材料具有较高物理性能和化学稳定性的高温环境下使用，已成功地在航空航天领域得到广泛应用，如航天器鼻锥、机翼前缘、固体火箭发动机(SRM )喉衬及扩张段和飞机刹车片等，C /C 复合材料是应航空航天领域的需要而开发的最成功的材料之一［1－2］。
液相浸渍法制备C／C复合材料
的 材 料 中这 种 技 术 的 缺 点 是 能 产 生 闭孔 ， 相 液 浸 渍 使 用 热 固性 树 脂 或 煤 焦 油 沥 青 作 浸 渍 剂 ， 工 过 程 中 形 成 闭孔 。
３ 沥 青 浸 渍法
用 于 ｃ ｃ复 合 材 料 致 密 化 的 沥 青 母 体 具 ／
有 低 软 化 点 、 粘 度 和 高 残 炭 率 的 特 点 ， 热 低 其
李 哗 ， 启 忠 ， 东 波 ， 前 明 黄 朱 巩
４０８ ） １ ０ ３
（ 中南 大学 粉 末 冶 金 国家 重 点 实 验 室 长 沙
摘 要 介 绍 了液 相 浸 渍 炭 纤 维 坯 体 的 两种 方 法 ， 讨 了 沥 青 浸 渍 和 树 脂 浸 渍 的 浸 渍 过 程 和 探
增 密 效 果 ， 较 了 两种 浸 渍 方 法 的 相似 之 处 和 不 同之 处 。 比
使 用 寿 命 延 长 一 倍 以 上 。在 ｃ ｃ复 合 材 料 制 性 ， 化后 残 留 的 炭 沿 孔 壁 收 缩 ， 利 于 二 次 ／ 炭 有
缩 ／ 备 的初 级 阶 段 或 在 后 来 的 炭 化 阶 段 ， 易在 样 再 浸 渍 和 再 炭 化 。研 究 表 明 ： 短 ｃ ｃ 复 合 容 品 中产 生 孔 隙 ， 制 备 时 主 要 产 生 开 孔 ， 在 材 料 的 耗 能 过 程 达 到 要 求 的 机 械 性 能 的 方 法 在 而 炭 化 过 程 中 出现 的孔 隙是 开 孑 或 闭 孔 ， Ｌ 复合 材 之 一 是 同 时使 用 这 两 种 浸 渍 方 法 ， 果 把 孔 壁 如 料 中 所 有 这 些 结 构 缺 陷 对 它 的 性 能 产 生 有 害 上 良好 的 粘 结 归 于 沥 青 、 好 的 粘 结 归 于 树 不 影 响 ； 此需 要 通过 化 学 气 相沉 积 （ 因 ＣＶＤ） 或 脂 ， 过 于 简 化 了 问 题 ， 重 要 的 是 纤 维 的 表 就 更 用 液 相 浸 渍 炭 化 的方 法 来 增 密 。Ｃ ＶＤ 是 一 种 面 活 性 ， 理 解 需 要 多 次 的 浸 渍 ／ 化 把 孑 隙 可 炭 Ｌ 填 充 小 孔 的 非 常 有 效 的 工 艺 ， 而 ， 有 大 孔 填 充 完 全 。 然 在
2.5D CC编织复合材料损伤演化试验研究
第５０卷第４期２０２０年７月东南大学学报（自然科学版）ＪＯＵＲＮＡＬＯＦＳＯＵＴＨＥＡＳＴＵＮＩＶＥＲＳＩＴＹ（ＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅＥｄｉｔｉｏｎ）Ｖｏｌ．５０Ｎｏ．４Ｊｕｌｙ２０２０ＤＯＩ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１－０５０５．２０２０．０４．００７２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料损伤演化试验研究何顶顶 吴邵庆（东南大学土木工程学院，南京２１１１８９）（东南大学江苏省工程力学分析重点实验室，南京２１１１８９）摘要：为研究２．５ＤＣ／Ｃ（碳／碳）编织复合材料的失效机理，对矩形截面试样开展损伤演化模拟试验．针对轴向加卸载过程中的应变响应，使用弹性模量法逐级计算试样损伤值，研究其损伤演化过程和规律；结合试样断口分析，总结不同失效模式对应的损伤效应．试验结果表明：２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料的失效位置具有分散性，失效模式具有多样性特征；分层破坏时损伤累积较小，损伤值达到１０％～１３％时试样即发生破坏，且裂纹只在层间扩展；纤维拔出和断裂时损伤累积效应较明显，在试样断口附近正反两面损伤演化过程均较显著，损伤值达到２０％～２５％时试样破坏．关键词：２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料；加卸载试验；损伤演化；失效模式中图分类号：ＴＢ３３２ 文献标志码：Ａ 文章编号：１００１－０５０５（２０２０）０４ ０６４５ ０６Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｕｄｙｏｎｄａｍａｇｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ２．５ＤＣ／ＣｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＨｅＤｉｎｇｄｉｎｇ ＷｕＳｈａｏｑｉｎｇ（ＳｃｈｏｏｌｏｆＣｉｖｉｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＳｏｕｔｈｅａｓｔＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｎａｎｊｉｎｇ２１１１８９，Ｃｈｉｎａ）（ＪｉａｎｇｓｕＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭｅｃｈａｎｉｃｓ，ＳｏｕｔｈｅａｓｔＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｎａｎｊｉｎｇ２１１１８９，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｏｒｄｅｒｔｏｓｔｕｄｙｔｈｅｆａｉｌｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆ２．５ＤＣ／Ｃ（ｃａｒｂｏｎ／ｃａｒｂｏｎ）ｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，ｔｈｅｄａｍａｇｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｗａｓｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｏｎｒｅｃｔａｎｇｕｌａｒｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎａｌｓｐｅｃｉｍｅｎｓ．Ｂｙｍｏｎｉｔｏｒｉｎｇｔｈｅｓｔｒａｉｎｒｅｓｐｏｎｓｅｄｕｒｉｎｇｔｈｅｌｏａｄｉｎｇａｎｄｕｎｌｏａｄｉｎｇｃｙｃｌｅｐｒｏｃｅｓｓ，ｔｈｅｐｒｏｇｒｅｓｓｉｖｅｄａｍ ａｇｅｖａｌｕｅｗａｓｃａｌｃｕｌａｔｅｄｂａｓｅｄｏｎｔｈｅｅｌａｓｔｉｃｍｏｄｕｌｕｓｍｅｔｈｏｄａｎｄｔｈｅｄａｍａｇｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ．Ｃｏｍｂｉｎｅｄｗｉｔｈｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅａｎａｌｙｓｉｓｏｆｔｈｅｐｏｓｔ ｂｒｅａｋｓａｍｐｌｅ，ｔｈｅｄａｍａｇｅｅｆｆｅｃｔｓｉｎｄｉｆｆｅｒ ｅｎｔｆａｉｌｕｒｅｍｏｄｅｓｗｅｒｅｓｕｍｍａｒｉｚｅｄ．Ｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｄａｍａｇｅｉｎｉｔｉａｔｉｏｎｏｆ２．５ＤＣ／Ｃｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｉｓｒａｎｄｏｍｗｈｉｌｅｔｈｅｆａｉｌｕｒｅｍｏｄｅｉｓｄｉｆｆｅｒｅｎｔ．Ｄｅｌａｍｉｎａｔｉｏｎｆａｉｌｕｒｅａｐ ｐｅａｒｓｗｉｔｈａｌｏｗ ｌｅｖｅｌｄａｍａｇｅａｃｃｕｍｕｌａｔｉｏｎ（ａｂｏｕｔ１０％ｔｏ１３％）ａｎｄｔｈｅｃｒａｃｋｏｎｌｙｅｘｔｅｎｄｓｂｅ ｔｗｅｅｎｌａｙｅｒｓ．Ａｃｃｏｒｄｉｎｇｔｏｆｉｂｅｒｐｕｌｌ ｏｕｔａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｍｏｄｅ，ｔｈｅｄａｍａｇｅａｃｃｕｍｕｌａｔｉｏｎｉｓｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔｎｅａｒｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｎｂｏｔｈｆｒｏｎｔａｎｄｂａｃｋｓｉｄｅｓｏｆｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎ．Ｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｉｓｄｅｓｔｒｏｙｅｄｗｈｅｎｔｈｅｄａｍａｇｅｖａｌｕｅｒｅａｃｈｅｓｕｐｔｏ２０％ｔｏ２５％．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：２．５ＤＣ／Ｃ（ｃａｒｂｏｎ／ｃａｒｂｏｎ）ｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ；ｌｏａｄｉｎｇａｎｄｕｎｌｏａｄｉｎｇｔｅｓｔ；ｄａｍａｇｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎ；ｆａｉｌｕｒｅｍｏｄｅ收稿日期：２０１９ １２ ２５． 作者简介：何顶顶（１９８４—），男，博士，工程师；吴邵庆（联系人），男，博士，副教授，ｃｅｓｑｗｕ＠ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ．基金项目：江苏省优秀青年基金资助项目（ＢＫ２０１８００６２）、江苏省“六大人才高峰”高层次人才资助项目（ＫＴＨＹ ００５）．引用本文：何顶顶，吴邵庆．２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料损伤演化试验研究［Ｊ］．东南大学学报（自然科学版），２０２０，５０（４）：６４５６５０．ＤＯＩ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１－０５０５．２０２０．０４．００７． Ｃ／Ｃ编织复合材料具有密度小、比模量高、比强度大、热膨胀系数低、耐高温、耐热冲击、耐腐蚀、吸振性好、摩擦性好等一系列优异性能，按照纤维预编方式可分为２Ｄ、３Ｄ以及最新发展的２．５Ｄ编织复合材料［１３］．相比２Ｄ编织复合材料，２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料在厚度方向上采用机织或编织的方式将纤维束按一定的角度交织成型，获得了更好的层间性能；同时相较于３Ｄ编织复合材料工艺ｈｔｔｐ：／／ｊｏｕｒｎａｌ．ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ简单，制造成本更低，有非常好的应用前景［４］．虽然编织复合材料的发展十分迅速，但是因为其自身细观结构的不均匀性、复杂性和初始缺陷的大量存在，在外载荷作用下的损伤演化和失效机理近年来被研究者们重点关注，成为复合材料结构安全评估的核心问题．对Ｃ／Ｃ编织复合材料的损伤研究目前主要集中在数值分析与试验研究２个方面．在数值分析方面，梁军等［５］通过细观力学方法得到脆性编织复合材料损伤过程中细观本构方程；还有一些学者通过研究周期性单胞［６７］和灵敏度［８］来获得复合材料的常／高温下宏观结构的力学性能；Ａｕｂａｒｄ等［９］以三维四向Ｃ／Ｃ编织复合材料为对象建立数值模型，假设脱黏现象只发生在纤维束／基体界面上，给出当试样尺寸小于２０ｍｍ时，材料的纤维束／基体界面会出现损伤断裂现象．在试验研究方面，Ｂｏｉｔｉｅｒ等［１０］针对２．５ＤＣ／ＳｉＣ编织复合材料进行了拉伸蠕变试验，通过高分辨率扫描电镜观察了材料的微观结构并分析了损伤演化过程；韩红梅等［１１］研究了三维Ｃ／Ｃ编织复合材料的拉伸性能及损伤扩展过程，认为Ｃ／Ｃ编织复合材料拉伸破坏属于典型的脆性断裂，并给出了几种典型的破坏模式．现有的研究成果均没有对损伤演化过程进行监测和量化分析，同时缺乏依据试验数据开展的不同失效模式下的损伤效应的定量分析．本文针对２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料开展了准静态拉伸加卸载试验，通过电阻应变片监测了试样在加卸载过程中应变响应，基于弹性模量法逐级计算损伤值，从宏观尺度研究标准复合材料试验件的损伤演化过程，并对试样破坏断口开展分析，判断其失效模式，分析失效机理，总结了不同失效模式下的损伤效应，为该类复合材料结构的安全评估方法提供依据．１ 试验方案试验中使用Ｉｎｓｔｒｏｎ３３６７电子万能材料试验机加载，用ＤＨ３８１６Ｎ静态应力应变测试分析系统记录应变响应数据．试验对象为２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料，依据ＡＳＴＭＣ１２７５标准试验方法，选择矩形截面试样；依据弹性模量法设计循环加卸载试验方案，以较低应力水平下第一次加卸载时的卸载弹性模量作为参考，后续每一级加卸载依次作为损伤加载过程，得到对应的损伤弹性模量，再依次计算试样的每一级损伤值，以此来分析加载过程中试样的损伤演化过程．１．１ 基于应变等效性假设的弹性模量法Ｌｅｍａｉｔｒｅ［１２］提出的应变等效性假设认为，应力作用于受损材料所引起的变形等效于作用在一个虚拟的无损材料上的变形．在一维问题中，该原理可表示为Ｘ＝珓ｅ珘Ｅ＝ｅＥ（１）式中，Ｘ为变形量（应变）；珓ｅ＝Ｆ／珘Ａ为力Ｆ作用在有效横截面积珘Ａ上的有效应力［１３］；ｅ＝Ｆ／Ａ为横截面积Ａ上的名义应力；珘Ｅ为受损材料的弹性模量；Ｅ为无损伤材料的弹性模量．根据Ｒａｂｏｔｎｏｖ损伤值Ｄ的定义［１４］，有效应力珓ｅ和名义应力ｅ满足关系：ｅ＝珓ｅ１－Ｄ（２）由式（１）、（２）得Ｄ＝１－珘ＥＥ（３）将计算得到的各级加卸载过程中的卸载弹性模量作为试样损伤弹性模量，然后计算得到对应Ｒａｂｏｔｎｏｖ损伤值Ｄ，用以量化试样的损伤程度．本文据此设计试验方案，开展２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料的损伤演化过程研究．１．２ 试验方案设计为有效监测试样的损伤演化效应，设计试样为为长条状，其截面为矩形，通过在测试区域内沿轴向均匀布置应变测点，测试轴向循环加卸载试验过程中的应变响应；以卸载弹性模量计算得到试样损伤值，揭示其损伤演化过程．１．２．１ 试样几何尺寸及应变测点试样轴向沿编织复合材料经向纤维方向加工制作，总长３２８ｍｍ；矩形截面宽１５．８０ｍｍ，厚３．１２ｍｍ．因无法准确预估试样损伤萌生位置，故在试样２０８ｍｍ长测试段内等间距沿轴向粘贴应变片，依次编号１＃～４＃和６＃～８＃，在编号５＃处沿横向粘贴应变片，如图１所示．利用在试样表面均匀涂抹环氧胶的方式保证表面平整度，以方便粘贴应变片．为保证夹持部分受力均匀，避免加载过程中试样在夹持段发生破坏，使用２ｍｍ厚铝合金片加强夹持段，试样实物如图２所示．图１ 试样几何尺寸（单位：ｍｍ）６４６东南大学学报（自然科学版） 第５０卷ｈｔｔｐ：／／ｊｏｕｒｎａｌ．ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ图２ 试样实物１．２．２ 加卸载方案试验试样数为１０个（Ｓ １～Ｓ １０），其中对Ｓ １、Ｓ ２试样进行轴向拉伸强度试验，获得该批次试样的最大破坏载荷和变形量，用于设计加卸载过程．图３（ａ）中给出了Ｓ １试样轴向拉伸载荷位移曲线；对Ｓ ３～Ｓ ８试样开展加卸载试验，获得整体载荷位移曲线和各测点应力应变曲线．对于试验加载速率，ＡＳＴＭＣ１２７５ １８标准中建议应变控制加载速率 ε为５×１０－５～５×１０－４ｓ－１之间，在线弹性阶段可用下式近似换算为位移加载速率 δ：δ＝ｄδｄｔ≈１ｋｍ＋１ｋ()ｓεＥＡ（４）式中，ｔ为时间；ｋｍ和ｋｓ分别为加载试验机和试样（ａ）Ｓ １试样轴向拉伸载荷位移曲线（ｂ）Ｓ ４试样加卸载载荷位移曲线（ｃ）Ｓ ４试样加卸载应力应变曲线图３ ２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料力学性能及损伤表征试验结果的刚度；ｋｓ＝ＡＥ／Ｌ，Ｌ为测试段长度．对于本试验 δ约为０．６～６ｍｍ／ｍｉｎ，综合考虑非线性因素及环境因素的影响，取推荐加载速度的下限并减半，即位移加卸载速率为０．３ｍｍ／ｍｉｎ．试件轴向拉伸试验结果显示，Ｓ １和Ｓ ２试样破坏时最大载荷分别为２．２６和２．１７ｋＮ，对应变形量分别为０．４２和０．３５ｍｍ．参照该试验结果，采用位移控制的方式实现加卸载试验过程，即在位移加载量分别达到０．１０、０．１５、０．２０、０．２５、０．３０ｍｍ时，控制试验机卸载，位移卸载量均为０．０５ｍｍ；每次位移卸载结束后，重新进入加载过程，直至下一个位移卸载点；重复上述加卸载过程，直至试样破坏结束试验．图３（ｂ）中给出了Ｓ ４试样的加卸载载荷位移曲线，由图可见，每次卸载、加载曲线基本重合，且呈线性变化趋势；而不同加卸载曲线之间斜率不一致，反映了累积损伤效应．此外，如不考虑重复加卸载过程，Ｓ ４与Ｓ １试样载荷位移曲线均是一条大曲率半径的曲线，在载荷较小的情况下也不存在线弹性阶段，表现了编织复合材料的脆性特性．２ 试验结果分析根据试验测得的各个试样不同测点的应力应变曲线（见图３（ｃ））计算卸载弹性模量，进而得到各试样既定位置处的损伤值．选择其中具有代表性的Ｓ ３、Ｓ ４和Ｓ ８试样，分析其损伤演化规律，再结合试样宏观断口分析判断其失效模式，得到不同失效模式下的损伤效应．２．１ 损伤演化过程根据弹性模量法，得到Ｓ ３、Ｓ ４和Ｓ ８试样正反面各测点在每个卸载点的损伤值，损伤值Ｄ相对于卸载次数的演变规律如图４～图６所示．由图可知，相较于１＃～６＃测点，Ｓ ３试样正反两面７＃、８＃测点损伤均有较大幅度增长；试样破坏时，反面２个测点损伤值达到２０％左右，略大于正面的损伤值；其余测点损伤值未见明显增长．相较于１＃～３＃测点，Ｓ ４试样正面４＃、６＃、７＃和＃８测点损伤值增长较快，至试样破坏时达到峰值，损伤值约１０％～１３％，而其余测点以及背面各测点损伤均无较明显演化过程；该试样最终在６＃测点位置处发生破坏．相较于１＃～５＃测点，Ｓ ８试样正反两面６＃、７＃和８＃测点损伤均有较大幅度增长，且损伤值较为一致，至试样破坏时损伤值均达到２０％～２５％；试样最终破坏发生于７＃应变片位置处．通过比较可知，Ｓ ３试样正反两面损伤均有较７４６第４期何顶顶，等：２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料损伤演化试验研究ｈｔｔｐ：／／ｊｏｕｒｎａｌ．ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ（ａ）试样正面（ｂ）试样反面图４ Ｓ ３试样损伤演化过程（ａ）试样正面（ｂ）试样反面图５ Ｓ ４试样损伤演化过程（ａ）试样正面（ｂ）试样反面图６ Ｓ ８试样损伤演化过程大幅度增长，但损伤演化程度存在较大差异；Ｓ ４试样仅正面监测到损伤演化；Ｓ ８试样正反两面损伤均有较大幅度增长，并且损伤演化程度较为一致．所有３个试样失效破坏均位于损伤演化程度较为剧烈的局部区域，并且在远离破坏位置处，损伤未见明显演化过程．２．２ 失效模式分析纤维编织复合材料中存在４种典型的失效模式：基体开裂、分层、纤维拔出及纤维断裂［１５］．对于２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料，基体成分只填充在编织纤维的空隙中，占整体体积较少，因此在宏观拉伸条件下一般不考虑基体开裂的失效模式．在实际试验测试中，纤维拔出与纤维断裂破坏形式常常伴随发生，无法准确评估，故将此种混合破坏作为一种失效模式．Ｓ ３、Ｓ ４和Ｓ ８试样的破坏断口如图７所示．其中，Ｓ ３试样断口一侧出现肉眼可见的编织铺（ａ）Ｓ ３试样（ｂ）Ｓ ４试样（ｃ）Ｓ ８试样图７ 试样宏观断口实物图８４６东南大学学报（自然科学版） 第５０卷层，同时破坏截面较为平整，边缘存在部分纤维丝拔出；Ｓ ４试样在破坏区域沿厚度方向分成若干层，手动掰开后断口可见明显的编织铺层；Ｓ ８试样断口较为齐整，能够观察到纤维丝的断裂面，同时断口有纤维束拔出，拔出长度不一．依据试样破坏的宏观断口分析，可将此３组试样发生的失效模式归结为３类，即分层破坏、纤维拔出与断裂破坏以及混合破坏，如表１所示．结合３个试样损伤及其演化过程，可以发现：Ｓ ３试样为分层和纤维拔出与断裂混合失效模式，损伤首先发生在试样一侧，然后逐渐扩展至另一侧，因此其正反两面损伤均有较大程度演化，但不均匀；Ｓ ４试样为分层失效模式，损伤发生在试样一侧，并且损伤只在编织层间扩展，因此其损伤仅在正面一侧演化；Ｓ ８试样为纤维拔出与断裂失效模式，损伤在试样两侧同步、均匀演化．表１ 试样失效模式以及损伤效应试样失效模式损伤演化过程损伤最大值／％正面反面Ｓ ３分层和纤维拔出与断裂同时发生（混合破坏）正反面持续增长、但不同步１０．９７２５．２１Ｓ ４分层破坏正面持续增长、反面无明显变化１２．３２±４波动Ｓ ８纤维拔出与断裂破坏正反面同步、持续增长２４．２５２４．７２ ２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料的力学性能取决于碳纤维的强度和含量、基体性能以及界面黏接强度等因素．纤维强度较大的离散性以及尺寸效应的存在，材料成型过程广泛存在于基体中的微细孔洞、裂纹，以及界面空隙、脱黏和分层等缺陷从根本上决定了损伤萌生、演化过程以及最终失效模式．因此，针对本文的３个试样而言，即使是相同的加载条件，最终也可能产生不同的破坏形式．宏细观结合的失效分析方法，即同步监测初始微细缺陷以及宏观力学性能的演化过程，有助于揭示此类材料的失效机理，将在后续工作中进一步研究．３ 结论１）损伤是一种局部现象，只有破坏位置附近的响应测点数据才能有效反映该试样的损伤演化过程．２）２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料属脆性材料，损伤演化程度较低时即发生断裂破坏．３）试样分层破坏时损伤累积程度较小，在损伤值达到１０％～１３％时发生破坏．分层破坏断口面积较大，只能在靠近分层一侧处监测到损伤演化过程，且破坏裂纹只在编织层间扩展．４）试样纤维拔出和断裂破坏的断口面积较小，损伤累积现象明显，能在断口附近正反面均监测到损伤演化过程，损伤值达到２０％～２５％时发生破坏．参考文献（Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ）［１］ＢｒａｎｄｔＪ，ＤｒｅｃｈｓｌｅｒＫ，ＡｒｅｎｄｔｓＦＪ．Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｅｒ ｆｏｒｍａｎｃｅｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｂａｓｅｄｏｎｖａｒｉｏｕｓｔｈｒｅｅ ｄｉｍｅｎ ｓｉｏｎａｌｗｏｖｅｎ ｆｉｂｒｅｐｒｅｆｏｒｍｓ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９６，５６（３）：３８１３８６．ＤＯＩ：１０．１０１６／０２６６ ３５３８（９５）００１３５ ２．［２］梁军，陈晓峰．多向编织复合材料的力学性能研究［Ｊ］．力学进展，１９９９，２９（２）：１９７２１０．ＬｉａｎｇＪ，ＣｈｅｎＸＦ．Ｓｔｕｄｙｏｆｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｍｕｌｔｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｓｉｎＭｅｃｈａｎｉｃｓ，１９９９，２９（２）：１９７２１０．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［３］郭飞，费庆国，李彦斌，等．基于Ｗｅｉｂｕｌｌ模型的Ｃ／Ｃ复合材料销钉剪切强度分布及本构关系［Ｊ］．复合材料学报，２０１９，３６（２）：４６１４６８．ＤＯＩ：１０．１３８０１／ｊ．ｃｎｋｉ．ｆｈｃｌｘｂ．２０１８０４１２．００１．ＧｕｏＦ，ＦｅｉＱＧ，ＬｉＹＢ，ｅｔａｌ．Ｓｈｅａｒｓｔｒｅｎｇｔｈｄｉｓｔｒｉｂｕ ｔｉｏｎａｎｄｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅｍｏｄｅｌｏｆＣ／ＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｐｉｎｓｂａｓｅｄｏｎＷｅｉｂｕｌｌｍｏｄｅｌ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉｔａｅＳｉｎｉ ｃａ，２０１９，３６（２）：４６１４６８．ＤＯＩ：１０．１３８０１／ｊ．ｃｎｋｉ．ｆｈｃｌｘｂ．２０１８０４１２．００１．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［４］汤素芳，周星明，邓景屹，等．ＣＶＩ法制备２ＤＣ／Ｃ复合材料［Ｊ］．新型炭材料，２００５，２０（２）：１３９１４３．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１００７ ８８２７．２００５．０２．００８．ＴａｎｇＳＦ，ＺｈｏｕＸＭ，ＤｅｎｇＪＹ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎｏｆ２ＤＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｂｙｃｈｅｍｉｃａｌｖａｐｏｒｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＮｅｗＣａｒｂｏｎＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００５，２０（２）：１３９１４３．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１００７ ８８２７．２００５．０２．００８．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［５］梁军，杜善义，韩杰才．一种含特定微裂纹缺陷三维编织复合材料弹性常数预报方法［Ｊ］．复合材料学报，１９９７，１４（１）：１０１１０７．ＬｉａｎｇＪ，ＤｕＳＹ，ＨａｎＪＣ．Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅｅｌａｓｔｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｒｅｅ ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｉｔｈｍａｔｒｉｘｍｉ ｃｒｏｃｒａｃｋｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉｔａｅＳｉｎｉｃａ，１９９７，１４（１）：１０１１０７．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［６］陈素芳，谭志勇，姜东，等．高温环境下纤维增强复合材料等效参数预测［Ｊ］．振动与冲击，２０１８，３７（１１）：２１６２２４，２５８．ＤＯＩ：１０．１３４６５／ｊ．ｃｎｋｉ．ｊｖｓ．２０１８．１１．０３１．ＣｈｅｎＳＦ，ＴａｎＺＹ，ＪｉａｎｇＤ，ｅｔａｌ．Ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔｐａｒａ ｍｅｔｒｉｃｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｆｏｒｆｉｂｅｒｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｕｎｄｅｒ９４６第４期何顶顶，等：２．５ＤＣ／Ｃ编织复合材料损伤演化试验研究ｈｔｔｐ：／／ｊｏｕｒｎａｌ．ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＶｉｂｒａｔｉｏｎａｎｄＳｈｏｃｋ，２０１８，３７（１１）：２１６２２４，２５８．ＤＯＩ：１０．１３４６５／ｊ．ｃｎｋｉ．ｊｖｓ．２０１８．１１．０３１．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［７］费庆国，姜东，陈素芳，等．高温下编织复合材料热相关参数识别方法研究［Ｊ］．力学学报，２０１８，５０（３）：４９７５０７．ＤＯＩ：１０．６０５２／０４５９ １８７９ １８ ０７８．ＦｅｉＱＧ，ＪｉａｎｇＤ，ＣｈｅｎＳＦ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｒｍａｌ ｒｅｌａｔｅｄｐａ ｒａｍｅｔｅｒｉｄｅｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｆｂｒａｉｄｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｔｈｉｇｈｔｅｍ ｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］．ＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＴｈｅｏｒｅｔｉｃａｌａｎｄＡｐ ｐｌｉｅｄＭｅｃｈａｎｉｃｓ，２０１８，５０（３）：４９７５０７．ＤＯＩ：１０．６０５２／０４５９ １８７９ １８ ０７８．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［８］秦福溶，姜东，曹芝腑，等．基于灵敏度分析的复合材料组分参数识别方法［Ｊ］．复合材料学报，２０１８，３５（１２）：３３５０３３５９．ＤＯＩ：１０．１３８０１／ｊ．ｃｎｋｉ．ｆｈｃｌｘｂ．２０１８０２１１．００３．ＱｉｎＦＲ，ＪｉａｎｇＤ，ＣａｏＺＦ，ｅｔａｌ．Ｐａｒａｍｅｔｅｒｉｄｅｎｔｉｆｉｃａ ｔｉｏｎｆｏｒｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｂａｓｅｄｏｎｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙａｎａｌｙｓｉｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉｔａｅＳｉｎｉｃａ，２０１８，３５（１２）：３３５０３３５９．ＤＯＩ：１０．１３８０１／ｊ．ｃｎｋｉ．ｆｈｃｌｘｂ．２０１８０２１１．００３．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［９］ＡｕｂａｒｄＸ，ＣｌｕｚｅｌＣ，ＧｕｉｔａｒｄＬ，ｅｔａｌ．Ｍｏｄｅｌｌｉｎｇｏｆｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｂｅｈａｖｉｏｕｒｏｆ４Ｄｃａｒｂｏｎ／ｃａｒｂｏｎｃｏｍｐｏｓｉｔｅｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９８，５８（５）：７０１７０８．ＤＯＩ：１０．１０１６／ｓ０２６６ ３５３８（９７）００１８１ ４．［１０］ＢｏｉｔｉｅｒＧ，ＶｉｃｅｎｓＪ，ＣｈｅｒｍａｎｔＪＬ．Ｕｎｄｅｒｓｔａｎｄｉｎｇｔｈｅｃｒｅｅｐｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａ２．５ＤＣｆ ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅ Ⅰ．Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅａｓ ｒｅｃｅｉｖｅｄｍａｔｅｒｉａｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，２０００，２７９（１／２）：７３８０．ＤＯＩ：１０．１０１６／ｓ０９２１ ５０９３（９９）００６２６ ７．［１１］韩红梅，李贺军，张守阳，等．三维编织碳／碳复合材料（Ｃ／Ｃ）的拉伸性能及损伤［Ｊ］．机械科学与技术，２００２，２１（３）：４５１４５３．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１００３ ８７２８．２００２．０３．０３９．ＨａｎＨＭ，ＬｉＨＪ，ＺｈａｎｇＳＹ，ｅｔａｌ．Ｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｄａｍａｇｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆ３ ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｂｒａｉｄｅｄｃａｒｂｏｎ／ｃａｒｂｏｎｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００２，２１（３）：４５１４５３．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１００３ ８７２８．２００２．０３．０３９．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）［１２］ＬｅｍａｉｔｒｅＪ．Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｓｉｐａｔｉｏｎａｎｄｄａｍａｇｅｉｎｍｅｔａｌｓｓｕｂｍｉｔｔｅｄｔｏｄｙｎａｍｉｃｌｏａｄｉｎｇ［Ｊ］．ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ，１９７２，７６（６）：５４０５４９．［１３］ＫａｃｈａｎｏｖＬＭ．Ｒｕｐｔｕｒｅｔｉｍｅｕｎｄｅｒｃｒｅｅｐｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＦｒａｃｔｕｒｅ，１９９９，９７（１／２／３／４）：１１１８．ＤＯＩ：１０．１０２３／Ａ：１０１８６７１０２２００８．［１４］ＲａｂｏｔｎｏｖＹＮ．Ｃｒｅｅｐｒｕｐｔｕｒｅ［Ｃ］／／ＡｐｐｌｉｅｄＭｅｃｈａｎ ｉｃｓ，ＰｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓｏｆＩＣＡＭ １２．Ｓｔａｎｆｏｒｄ，ＣＡ，ＵＳＡ，１９６８：３４２３４９．［１５］唐国翌，闫允杰，陈锡花，等．多向编织碳纤维复合材料的断裂及微观形貌［Ｊ］．清华大学学报（自然科学版），１９９９，３９（１０）：４７．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１０００ ００５４．１９９９．１０．００２．ＴａｎｇＧＹ，ＹａｎＹＪ，ＣｈｅｎＸＨ，ｅｔａｌ．Ｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｍｕｌｔｉ ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｂｒａｉｄｅｄｃａｒｂｏｎｆｉｂｅｒ／ｅｐｏｘｙｒｅｓｉｎｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＴｓｉｎｇｈｕａＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ（ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ），１９９９，３９（１０）：４７．ＤＯＩ：１０．３３２１／ｊ．ｉｓｓｎ：１０００００５４．１９９９．１０．００２．（ｉｎＣｈｉｎｅｓｅ）０５６东南大学学报（自然科学版） 第５０卷ｈｔｔｐ：／／ｊｏｕｒｎａｌ．ｓｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ。
碳碳复合材料讲解
03
飞机刹车 材料关键
技术
C/C复合材料产业现状
C/C复合飞机刹车材料预制体成型技术 C/C复合飞机刹车材料快速致密化技术 C/C复合飞机刹车材料的氧化防护技术 C/C复合飞机刹车材料再生修复技术
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
C/C复合材料产业现状
03
C/C复合飞机刹车材料预制体成型技术
预制体是C/C复合材料的增强骨架，它直接决定或影响着后续制备复合 材料的力学、热物理和摩擦等性能。
03
①先进碳/ 碳复合飞机刹车材料关键技术研究
先进碳/碳复合材料是我国大型飞机和高性能军机的关键刹车材料，碳/ 碳（C/C）复合材料刹车盘（简称碳盘）是飞机刹车装置普遍使用的关键器材， 它不仅是一种摩擦元件，而且是一种热库和结构元件。碳盘替换传统的钢刹 车盘可以获得明显减重以及大幅度进步刹车盘性能和使用寿命的效果，因此， 自从20世纪70年代装机首飞成功以来，目前国际上已有100余种大中型民航 客 机和先进军机采用了碳刹车技术，是否采用碳刹车装置已成为衡量现代航 空 机轮水平的重要标志之一。
03
C/C复合材料产业现状
C/C复合飞机刹车材料快速致密化技术
为了解决制备周期长这一关键题目，国外进行了大量的研发工作。 早在1994年，美国Textron公司报道，他们研发的高效工艺能在8h内制 备出碳盘样品，但主要题目是该方法一炉只能制备一个样品，至今仍未 能实现工程化。Vaidyaraman S等人研究的强制活动热梯度法能使沉积 速率进步12～30倍，但仅适用于制备外形简单的小样品（直径小于 100mm，厚度小于10mm），同样一炉只能制备一个样品，仍然无法
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C/C复合材料产业现状
C/C复合飞机刹车材料快速致密化技术
高延性水泥基复合材料的制备、性能及基本理论研究
高延性水泥基复合材料（HDCC）是一种具有应变硬化、多缝开裂和高延性等特性的新型纤维增强水泥基复合材料。
概念提出之始，是以微观力学参数为基础进行设计，通过取得基体韧度、界面粘结和纤维特性三者的最优组合，实现高延性。
然而细观力学设计是一个非常大的系统工程，同时水泥基复合材料本身也是一种十分复杂的材料，因此从原材料性能的影响规律和优化配合比，以材料的宏观力学性能作为设计目标，从经验的和定性的初步设计开始，实现HDCC最优的材料制备技术显得很有必要。
断裂韧度反应了基体抵抗开裂的能力，也是高延性水泥基复合材料（HDCC）的设计基础。
Li等指出当聚乙烯醇纤维体积掺量为2％，HDCC 基体的断裂韧度Jm应低于0.01 kJ/㎡。
纤维和基体界面粘结应力一定时，基体的开裂韧度越低，越容易产生多缝开裂现象。
影响HDCC性能的因素非常多，除了原材料品种及性能与配合比参数如水胶比、胶砂比、粉煤灰含量和其他掺合料的影响外，还受养护条件、流动性、龄期等因素的影响。
从而使得HDCC的配合比设计非常复杂困难。
本文全面系统研究了配合比设计参数、原材料优选、拌合物流动性及养护制度等对HDCC的力学性能尤其是拉伸延性的影响，同时测试了部分配合比的干燥收缩、氯离子扩散性和水渗透性。
从粉煤灰掺量、胶砂比、集料含量、纤维掺量、适当的颗粒状材料、水泥品种、粉煤灰品种、防水剂、外加剂掺量及品种、拌合物流动性、不同养护制度等方面，优化了特定材料下的材料制各技术。
所制备的HDCC最大延性达5％左右，达到国际先进水平。
在配合比设计基础上，综合众多因素，本文全面系统研究了配合比设计参数等对HDCC基体的断裂韧度的影响规律。
测试了不同龄期的基体抗压强度、断裂韧度等，深入揭示了水胶比、粉煤灰含量、灰砂比等配合比关键参数和粉煤灰品种，橡胶微粉等对HDCC基体断裂性能的影响规律和机理。
充分表明了微观结构决定着材料的宏观行为。
因此在断裂韧度的基础上，选择了部分基体的配合比，制备了微观测试样品，系统进行了MIP、XRD和纳米硬度等微观性能的分析，并借助裂端位错行为的分子动力学理论，分析了<20nm微孔对断裂性能的影响，并采用拟合与微观力学分析方法，得出了孔隙率和微孔含量与断裂性能之间的定量关系。
高性能针刺碳碳复合材料的制备与性能
高性能针刺碳/碳复合材料的制备与性能摘要:为获得高性能针刺碳/碳复合材料, 拓展其应用领域, 通过优化针刺工艺参数, 设计并研制了不同结构参数的针刺预制体。
采用沥青高压致密化工艺将针刺预制体制备成一系列针刺碳/碳复合材料, 研究了针刺碳/碳复合材料的微观结构、力学性能和热物理性能。
结果表明, 针刺预制体的针刺深度、针刺密度以及短/长纤维配比等对碳/碳复合材料的力学性能和热物理性能影响显著。
当针刺深度为12 mm、针刺密度为22针/cm2、短/长纤维比例为1.0 : 4.8时, 针刺碳/碳复合材料表现出优良的综合性能, 拉伸、压缩、弯曲、面内剪切和层间剪切强度分别达到207、228、285、54和28 MPa。
关键词:碳/碳复合材料; 针刺结构参数; 力学性能; 热物理性能碳/碳复合材料具有高比强度、高比模量、可设计性强、可加工性好且高温性能优良等特征, 在航空航天领域应用广泛[1]。
自二十世纪末以来, 世界航天强国掀起了先进高超声速飞行器研究的热潮, 武器装备的技战术指标对热防护用碳/碳复合材料在耐高温、高强、轻质及其低成本化方面提出了更高要求[2-5]。
与其它复合材料类似, 碳纤维预制体结构是决定碳/碳复合材料性能、质量以及生产成本的重要因素[6]。
目前常用的碳/碳复合材料预制体结构包括碳布穿刺、正交三向、三维编织及针刺结构[7], 其中碳布穿刺和正交三向无法实现异形件仿形编织; 三维编织纤维利用率低, 因纤维磨损过大而无法编织复杂形状的预制体。
针刺预制体结构是通过网胎提供的短切纤维在碳布层间的搭接, 不但具有准三维结构较高的层间性能, 而且具有适合于仿形成型、连续长纤维方向可设计性强和平面方向纤维利用率高的优点, 并且制备过程自动化程度高、周期短、质量稳定, 可高效制备出各种复杂形状的碳纤维预制体[8-10]。
目前针刺预制体及其碳/碳复合材料多应用于火箭发动机喉衬、扩散段、出口锥及飞机刹车盘等外形简单以及其它承载要求不高的热端部件[11-12]。
CC复合材料制备工艺简介
CC复合材料制备⼯艺简介沥青基碳材料本⽂来源：上海皓越精彩⽂章现在开始碳基复合材料碳/碳(C/C)复合材料是碳纤维增强碳基体的复合材料, 具有⾼强⾼模、⽐重轻、热膨胀系数⼩、抗腐蚀、抗热冲击、耐摩擦性能好、化学稳定性好等⼀系列优异性能, 是⼀种新型的超⾼温复合材料。
C/C复合材料作为优异的热结构-功能⼀体化⼯程材料。
它和其他⾼性能复合材料相同，是由纤维增强相和基本相组成的⼀种复合结构，不同之处是增强相和基本相均由具有特殊性能的纯碳组成。
碳/碳复合材料主要是由碳毡、碳布、碳纤维作为增强体，⽓相沉积碳做为基体经过复合⽽制成，但是它的组成元素只有⼀个就是碳这个元素。
为了增加密度，由碳化⽽⽣成的浸渍碳或浸渍在康铜树脂(或沥青)，也就是说碳/碳复合材料是由三种碳材料复合⽽制成的。
碳碳复合材料的制造⼯艺⼀、碳碳/碳复合材料的制备过程包括增强纤维及其织物的选择、基体碳先驱体的选择、C/C预制坯体的成型、碳基体的致密化以及最终产品的加⼯检测等。
检测等1）碳纤维的选择纱束的排列取向、纱束间距、纱束体碳纤维束的选择和纤维织物的结构设计是制造C/C复合材料的基础，通过合理选择纤维种类和织物的编制参数，如纱束的排列取向、纱束间距、纱束体积含量等，可以决定C/C复合材料的⼒学性能和热物理性能。
积含量等2）碳纤维预制坯体的制备预成型结构件的加⼯⽅式主要有三种：软编、硬编和预制坯体是指按产品形状和性能要求先把纤维成型为所需结构形状的⽑坯，以便进⾏致密化⼯艺。
预成型结构件的加⼯⽅式主要有三种：软编、硬编和软硬混编。
编织⼯艺主要有：⼲纱编织、预浸渍维杆组排、细编穿刺、纤维缠绕以及三维多向整体编织等。
⽬前C复合材料主要使⽤的编织⼯艺是软硬混编。
编织⼯艺主要有：⼲纱编织、预浸渍维杆组排、细编穿刺、纤维缠绕以及三维多向整体编织等。
三维整体多向编织，编织过程中所有编织纤维按照⼀定的⽅向排列，每根纤维沿着⾃⼰的⽅向偏移⼀定的⾓度互相交织构成织物，其特点是可以成型三维多向整体织物，可以有效的控制C/C复合材料各个⽅向上纤维的体积含量，使得C/C复合材料在各个⽅向发挥合理的⼒学性能。
cc复合材料
cc复合材料CC复合材料。
CC复合材料是一种由碳纤维和环氧树脂组成的高性能材料，具有轻质、高强度、耐腐蚀、耐磨损等优点，被广泛应用于航空航天、汽车、船舶、体育器材等领域。
本文将从材料特性、制备工艺、应用领域等方面对CC复合材料进行介绍。
首先，CC复合材料的材料特性非常突出。
碳纤维具有高强度、高模量、低密度的特点，使得CC复合材料具有重量轻、刚性高的特性，能够满足工程结构对材料强度和刚度的要求。
同时，环氧树脂具有优异的粘接性能和耐腐蚀性能，能够有效保护碳纤维，延长材料的使用寿命。
因此，CC复合材料在航空航天领域得到广泛应用，可以用于制造飞机机身、导弹外壳等部件。
其次，CC复合材料的制备工艺非常关键。
制备CC复合材料的工艺包括预浸法、浸渍法、热压成型等多种方法。
其中，预浸法是将碳纤维预先浸渍在环氧树脂中，然后经过固化成型而成。
而浸渍法则是将碳纤维放置在环氧树脂中浸渍，再进行固化成型。
热压成型则是在高温高压下将预浸的碳纤维与环氧树脂进行加热压制。
这些工艺的选择和控制对于CC复合材料的性能和质量具有重要影响。
最后，CC复合材料在汽车、船舶、体育器材等领域也有着广泛的应用。
在汽车领域，CC复合材料可以用于制造车身、底盘等部件，能够减轻汽车重量，提高燃油效率，同时具有良好的抗冲击性能。
在船舶领域，CC复合材料可以用于制造船体、桅杆等部件，能够减轻船体重量，提高船舶速度和稳定性。
在体育器材领域，CC复合材料可以用于制造高尔夫球杆、网球拍等器材，具有良好的强度和韧性，提高了运动员的比赛表现。
总之，CC复合材料具有优异的材料特性，制备工艺成熟，应用领域广泛。
随着科技的不断进步，相信CC复合材料将在更多领域展现出其独特的优势，为人类社会的发展做出更大的贡献。
碳毡及编织结构碳／碳复合材料常温力学性能研究
ｗｉｈ Ｗ ｅ ｖ ｄ Ｓ ｒ ｃ ｕ ｅａ ｏ Ｔｅ ｐ ｒ ｔ ｒ ｔ ａ ｅ ｔｕ ｔ ｒ ｔＲｏ ｍ ｍ ｅ ａ ｕ ｅ
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掺杂改性C／C复合材料研究进展
第 １ 期 １
中 国 材 料 进 展
ＭＡＴＥＲＩ ＡＬＳ ＣＨＩ ＮＡ
Ｖｏ ． Ｏ Ｎｏ １ １３ ． １ ＮＯ ． ０ １ Ｖ ２ １
２１ ０ １年 １ １月
掺 杂 改 性 Ｃ Ｃ复 合 材 料 研 究 进 展 ／
崔 红 ，闫联 生 ，刘 勇琼 ，张 强 ，孟祥 利
和新 一代高性 能发动机热 防护部 件的理想候选 材料 。综述 了国内外 在 Ｓ ｉ Ｃ陶瓷掺 杂改性 Ｃ Ｃ复合 材料 ，ＺＣ， ｒ２ 高温 陶 ／ ｒ ＺＢ 超 瓷掺 杂改性 Ｃ Ｃ复合材料 以及 Ｔ Ｃ ｆ ／ ａ ，Ｈ Ｃ超高温陶瓷掺杂 改性 Ｃ Ｃ复合材料 等方面 的最新研 究进展 和应用情 况 ，并分 析 了陶 ／
（ ｉｎＡ ｒｓａｅＣ ｍ ｏｉ ｔｒ ｌｎｔｕｅ Ｘ ’ ０ ５，Ｃ ｉａ Ｘ’ ｅｏｐ ｃ ｏ ｐ ｓｅＭａ ｉ ｓｔｔ， ｉｎ７０ ２ ａ ｔ ｅ ａＩ ｉ ａ １ ｈ ） ｎ
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（3）涂层与基体碳之间要能良好结合，形 成较高的结合强度，对多层涂层来说， 各层之间也要有良好的结合强度，以免 分层或脱落；
（4）涂层与基体、涂层的各层之间的热膨 胀系数要尽可能接近，避免在较大的热 应力作用下涂层出现裂纹或剥落；
碳/碳复合材料
碳/碳复合材料的端头帽 碳/碳复合材料加工件
1.碳碳复合材料特性及性能
1.1碳碳复合材料特性 C/C复合材料是新材料领域中重点研究和开发 的一种新型超高温材料，它具有以下显著特 点：
(1)密度小(<2.0 g/cm )，仅为镍基高温合金的 1/4，陶瓷材料的1/2，这一许多结构或装备 要求轻型化至关重要。
3.1内部抗氧化技术 该化技术是从两方面来解决C/C 复合材料的
抗氧化问题。 （1）改进纤维的抗氧化问题。纤维抗氧化性能 的提高手段有两种，一是提高纤维的石墨化度， 从而提高纤维的抗氧化性；另一种方法是在纤 维的表面进行涂层，使纤维得到保护。
（2）提高C/C 材料基体的抗氧化性。可以通过 加入氧化抑制剂的方法来提高C/C 材料基体的 抗氧化性，如加入含磷化合物等，通过磷与氧 的作用，使氧失去氧化活性，从而达到抗氧化 的目的，但效果并不理想。另外一种方法是在 基体中加入抗氧化组分，如重金属、陶瓷等可 以提高C/C 复合材料的抗氧化性；还可以在基 体中加入有机硅、有机钛等，使基体C被SiC和 TiC取代，也可达到抗氧化的目的。
2.1.2 热梯度式（差温式）CVD技术 将热梯度式CVD技术应用于碳刹车盘的制备， 其基本思路是在碳盘工件的径向（而不是厚度
方向）形成温度梯度，并通过压差使碳源气逆 温度梯度定向流动，从而提高了增密速度。并 研究了温度、气氛压力及其流量等参数对CVD 增密过程的影响。发现当温度、气氛压力搭配 合理时，热梯度式CVD增密效果大大优于均温 式，总致密时间仅为相应均温式的1/3。若在差 温式CVD基础上实现差温-差压式CVD可进一步 改善CVD增密效果。
C/C 复合材料在高温氧化性气氛下极易氧化， 并且氧化速率随着温度的升高迅速增大，必需 进行抗氧化处理，若无抗氧化措施，在高温氧 化环境中长时间使用C/C 复合材料必将引起灾 难性后果。
C/C 复合材料作为碳纤维复合材料家族的一个 重要成员，具有密度低、高比模量、高热传导 性、低热膨胀系数、断裂韧性好、耐磨、耐烧 蚀等特点，尤其是其强度随着温度的升高，不 仅不会降低反而还可能升高，它是所有已知材 料中耐高温性最好的材料。因而它广泛地应用 于航天、航空、核能、化工、医用等各个领域。
2.2模压法 模压法是制备C/C复合材料的一种简单、高效的方法。 以短纤维为增强体，加人粘结剂，使粘结剂与纤维充 分粘结，在适当的温度和压力下模压，制得初坯体， 然后致密化处理。该法既可降低C/C复合材料的成本, 又可得到各向同性的制品，可用作摩擦材料和防热材 料。研究表明温度和压力是C/C复合材料初坯体模压 成型的重要工艺参数，必须合理选择。温度低时，由 于沥青的粘度高、流动性差而无法成型；压力低，则 初坯体的密度低；温度过高或压力过高都会因物料溢 出而造成初坯体的密度下降甚至破裂。
2.3化学液气相渗透致密（CLVD）法
张晓虎等[8]探索了另一种C/C复合材料制备方法即快 速化学液气相渗透致密CLVD法，沉积3h内可获得密 度达1.74g/cm3的C/C复合材料。该法以环形碳毡制件 （160mm×80mm×10mm）为预制体，以液态低分 子有机物（CYH和KEE）作为碳源前驱体，将预制体
在空气中，碳材料在300 ℃左右开始氧化，石 墨化C/C复合材料在350 ℃左右开始氧化。氧 化速率取决于基体碳的性质、孔隙度、杂质的
催化氧化性能以及周围气体运动速率和其他组
成成分。通过湿润抗氧化剂或涂以碳化硅可改 善材料的抗氧化性。
温度与制动压力关系 摩擦系数与制动压力的关系
线性磨损率与制动压力关系 质量亏损与制动压力关系
4.碳/碳复合材料的主要两大应用领域
4.1 碳/碳复合材料在高能刹车副中的应用
飞机高能盘式刹车副经受很高的热负荷作用—飞机 的强大动能在极短的时间内转换成热能, 刹车盘的 温度在瞬时达到摄氏1000～1300度。刹车副的热库 材料要经受数百次的高温冲击和机械刹车的摩擦磨 损, 其物理化学性能和机械性能要求保持稳定。苛 刻的要求迫使人们不断探索。1963年, 洛克希德公 司生产的C - 5A 飞机选用了铍作为刹车装置的热库 材料, 结束了用钢铁材料作热库材料的一统天下。 1966年, 碳/ 碳复合材料开始应用到飞机刹车装置上。
(2)高温力学性能极佳。温度升高至2 200 ℃， 其强度不仅不降低，甚至比在室温时还高， 这是其他结构材料所无法比拟的。
(3)抗烧蚀性能时间烧蚀环境中，如火箭发动机 喷管、喉衬等。
(4)摩擦磨损性能优异，其摩擦系数小，性能稳 定，是各种耐磨和摩擦部的最佳候选材料。
2.碳碳复合材料的制备工艺现状
2.1化学气相沉积法或化学气相渗透法 化学气相沉积（CVD）法或化学气相渗透
（CVI）法是获得高性能复合材料的首选方法。 等温CVD法在大规模工业生产中应用比较广 泛, 技术也较成熟。但是，等温CVD法容易在 致密坯体表面形成涂层硬壳，封闭了沉积气 体流向胚体内的通道, 这不仅需要反复进行中 间机加工去除表面硬壳层，而且还必须通过 中间高温热处理打开闭口孔隙，因此制备周 期相当长。生产周期长导致了复合材料成本 的升高。生产周期长导致了复合材料成本的 升高。
2.1.1 改进的压差等温CVD法 改进的压差等温CVD法，是借助于炉膛内设置 的沉积室和气体定向流动装置，并配合沉积工 艺参数的调整，能够使低温气体快速流动到试 样坯体内部进行沉积，从而不必进行中间机加 工和中间高温热处理。利用改进的压差法制备 C/C复合材料可使制备周期缩短至原工艺的40 ％，大幅度降低了生产成本，简化了工艺。
内部抗氧化方法，只能解决1000 ℃以下的C/C 复合材料的氧化防护问题，更高温度的抗氧化
问题的解决还需要与其它抗氧化技术相结合。 高温长寿命防氧化必须依赖涂层技术，尤其是1 700～1 800℃下长期防氧化问题还有待于解决。
3.2抗氧化涂层
3.2.1 抗氧化涂层的基本要求
（1）抗氧化涂层的氧化渗透率要低，能够 有效阻止氧的侵入；
1.2.6 C/C复合材料的导热性 C/C复合材料的导热性受纤维的排列方向、基 体碳种类以及热处理温度的影响。如双向排列 纤维材料的导热性在常温下通常为5~150 W/m·K，导热性最大（500W/m·K）的C/C复合 材料是专为核聚变工厂研制的 。
1.2.7 C/C复合材料的耐化学腐蚀性 C/C复合材料耐油、耐酸、耐腐蚀性能好，与 生物有很好的相容性。除了强氧化剂外，浓盐 酸、硫酸、磷酸、苯、丙酮、碱都对其不起作 用。
（5）涂层要能承受一定的压力、冲击力并 且耐腐蚀，以保证C/C 复合材料的使用 性能；
（6）涂层与基体涂层之间在高温下不能相 互反应，或发生高温分解；
（7）涂层材料的蒸汽压要低，以防止涂层 的挥发。
3.2.2 复合涂层体系 从抗氧化涂层的要求上看，单一涂层是无法满足C/C 复合材料抗氧化的要求，所以必须选用复合涂层，各 层之间相互协调、相互弥补。一般情况下，一个完整 的涂层体系由以下三方面组成。 （1）氧阻挡层。氧阻挡层的作用是防止氧的侵入， 因而该层应具有气体渗透率低的特点。 （2）功能活性层。为了保证C/C 复合材料在高温下 能长期使用，在抗氧化涂层的氧阻隔层下还要有一层 功能活性层，其作用是，当氧阻挡层产生裂纹时，能 够对裂纹起到封填作用。
（3）黏结层。黏结层的
作用是减小涂层与基体
之间的热膨胀系数 （CET） 的不匹配程度，
阻止基体碳向外扩散，
阻止基体碳与涂层间的
化学反应。最常见的黏 结层为SiC 和Si3N4。 其中Si3N4 的CET更接 近C/C复合材料。
3.2.3 1 800℃以上抗氧化涂层体系
多层抗氧化涂层设计的概念是把 功能不同的抗氧化涂层结合起来， 让它们发挥各自的作用，从而达 到更满意的抗氧化效果。近年来， 科学家们对C/C 复合材料超高温 抗氧化涂层进行了探索性研究。 为适合1 800 ℃以上抗氧化防护 的涂层技术，Savage 提出了四 层抗氧化涂层思想，其结构由内 而外依次如图3所示。这种四层 结构的设计思路被认为是适合1 800 ℃以上抗氧化防护的涂层技 术。
1.2.8 C/C复合材料的氧化性能 C/C复合材料主要用于真空或保护气氛中，氧 化是在高温下有氧气存在的情况下发生的。 C/C复合材料的氧化过程由气体介质中的氧流 动至材料边界开始。反应气体吸附在材料表面， 通过材料本身的孔隙向材料内部扩散，以材料 缺陷为活性中心，碳纤维及其C/C复合材料在 杂质微粒的催化作用下发生氧化反应， 生成的 CO或CO 气体最终从材料表面脱附。
1.2.4 C/C复合材料的热弯曲强度 同其他陶瓷和金属高温材料不同的是C/C复合材料的 强度随温度的升高而提高。在高温下材料处于基本无 应力状态，随着材料的冷却，材料内部的应力逐渐形 成，并产生一些残余应力。
1.2.5 C/C复合材料的电阻率 C/C复合材料的电阻率不受重复加热的影响， 并随石墨化程度的增大材料的电阻率降低。导 电性能好，且具有屏蔽电磁波的功能，对X射 线的透过性好。此外，碳纤维还具有吸能减振 功能。
3.碳/碳复合材料的抗氧化处理
C/C 复合材料在高温氧化性气氛下极易氧化， 并且氧化速率随着温度的升高迅速增大，若 无抗氧化措施，在高温氧化环境中长时间使 用C/C 复合材料必将引起灾难性后果。因此， C/C 复合材料的抗氧化处理已成为其制备工 艺中不可缺少的组成部分。从抗氧化技术的 途径上看，可分为内部抗氧化技术和抗氧化 涂层技术。
2.1.3 强制流动热梯度化学气相渗透（FCVI） 法 FCVI法是一种制备C/C复合材料的新工艺。该 法使沉积气体从预制体的低温端流入，高温端 流出，预制体内温度梯度方向与浓度梯度方向 相反。当温度梯度和浓度梯度搭配合适时，可 以使预制体高温端率不同使预制体内密度不均 匀，导致预制体的导热系数改变，其温度梯度、 沉积速率分布也随之改变，使靠近低温端区域 的沉积速率增大，靠近高温端的沉积速率减小， 从而使预制体的致密化分层进行。