ZrCPW复合材料的等离子烧蚀行为
利用等离子体热处理方法在Zr金属表面直接制备Zr3O-ZrC石墨烯表面强化层
利用等离子体热处理方法在Zr 金属表面直接制备Zr 3O-ZrC/石墨烯表面强化层成亦飞, 罗 飞, 刘大博, 周海涛, 田 野, 罗炳威（中国航发北京航空材料研究院，钢与稀贵金属研究所，北京 100095）摘要：采用等离子体热处理方法，在Zr 金属表面直接制备Zr 3O-ZrC/石墨烯表面强化层。
利用X-射线衍射仪（XRD ）、扫描电镜（SEM ）、拉曼光谱（Raman ）对Zr/Zr 3O-ZrC/石墨烯样品进行结构表征和成分的表征。
利用硬度计和纳米压痕对Zr/Zr 3O-ZrC/石墨烯样品进行表面硬度的表征。
研究结果表明：表面的复合增强层均匀的分布在Zr 金属表面，纯Zr 金属和Zr/Zr 3O-ZrC/石墨烯表面的硬度值分别为195HV 和639HV ，表面硬度在热处理后提高3.2倍。
纳米压痕结果表明，Zr 3O-ZrC 表面增强层是引起表面硬度提高的主要原因。
关键词：Zr 金属；表面增强；等离子体；ZrC ；石墨烯doi ：10.11868/j.issn.1005-5053.2019.000188中图分类号：O472 文献标识码：A 文章编号：1005-5053(2020)04-0019-06Zr 是一种难熔活性金属元素，金属Zr 及化合物因其具有高熔点、耐腐蚀、易加工等特点展现出优异的物理化学性能，成为核工业、化学工业和航空工业中重要部件的关键材料[1-3]。
然而，Zr 金属还存在这些缺点，即低表面硬度、低模量和高的摩擦因数。
因此，在特殊领域的应用中，还需要进一步优化其表面状态[4]。
在金属Zr 上进行表面改性的方法主要为沉积一层高硬度的表面涂层，如ZrC [5]。
目前，ZrC 涂层的主要制备方法有溅射沉积法、金属有机物化学气相沉积法、脉冲激光沉积法和化学气相沉积法（CVD ）等[6-9]。
在这些方法中CVD 法制得的ZrC 涂层具有光滑致密，结构均匀性好，厚度可控的优点。
在核工业中，主要应用CVD 法来制备ZrC 涂层。
CC-ZrC-Cu复合材料的微观结构与抗烧蚀性能
第４４卷第１期㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀固体火箭技术ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｏｌｉｄＲｏｃｋｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀Ｖｏｌ．４４Ｎｏ．１２０２１Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能①薛朋飞１，２，张光喜１，２，崔㊀红１，２，孙建涛１，２，苏㊀红１，２，解惠贞１，２，阮㊀强１，２（１．西安航天复合材料研究所，西安㊀７１００２５；２．高性能碳纤维制造及应用国家地方联合工程研究中心，西安㊀７１００８９）㊀㊀摘要：采用低温反应熔渗工艺，以Ｚｒ２Ｃｕ合金为熔渗金属，在密度为（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３的毡基Ｃ／Ｃ复合材料中引入ＺｒＣ＋Ｃｕ组分，以提高其抗氧化烧蚀性能㊂采用Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）㊁光学显微镜（ＯＭ）和扫描电子显微镜（ＳＥＭ），分析Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的相组成与微观结构，在氧⁃乙炔环境下考核材料的抗烧蚀性能㊂结果表明，Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料形成了三维网络状（热解碳＋ＺｒＣ＋Ｃｕ）混合基体结构，热解碳可以有效防护高温金属熔体对碳纤维造成的损伤，ＺｒＣ和Ｃｕ的引入有效改善了抗烧蚀性能，氧乙炔烧蚀１２０ｓ后，线烧蚀率从毡基Ｃ／Ｃ复合材料的９．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ降低为－１．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ，主要归因于材料表面形成了相对完整的ＺｒＯ２保护层和Ｃｕ的发汗冷却作用，对应的氧化烧蚀机制主要为ＺｒＣ㊁Ｃ等氧化引起的热氧化烧蚀和Ｃｕ熔化㊁挥发等引起的热物理烧蚀㊂关键词：Ｃ／Ｃ复合材料；Ｚｒ２Ｃｕ；反应熔渗；抗烧蚀性能中图分类号：ＴＢ３３２㊀㊀㊀文献标识码：Ａ㊀㊀㊀文章编号：１００６⁃２７９３（２０２１）０１⁃００９６⁃０１０ＤＯＩ：１０．７６７３／ｊ．ｉｓｓｎ．１００６⁃２７９３．２０２１．０１．０１４Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄａｎｔｉ⁃ａｂｌａｔｉｏｎｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＣｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＸＵＥＰｅｎｇｆｅｉ１，２，ＺＨＡＮＧＧｕａｎｇｘｉ１，２，ＣＵＩＨｏｎｇ１，２，ＳＵＮＪｉａｎｔａｏ１，２，ＳＵＨｏｎｇ１，２，ＸＩＥＨｕｉｚｈｅｎ１，２，ＲＵＡＮＱｉａｎｇ１，２（１．Ｘｉ＇ａｎＡｅｒｏｓｐａｃｅＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｘｉ＇ａｎ㊀７１００２５，Ｃｈｉｎａ；２．ＮａｔｉｏｎａｌａｎｄＬｏｃａｌＵｎｉｏｎＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＲｅｓｅａｒｃｈＣｅｎｔｅｒｏｆＨｉｇｈ⁃ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅＣａｒｂｏｎＦｉｂｅｒＭａｎｕｆａｃｔｕｒｅａｎｄＡｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ，Ｘｉ＇ａｎ㊀７１００８９，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｏｒｄｅｒｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅａｎｔｉ⁃ａｂｌａｔｉｏｎｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ，ＺｒＣａｎｄＣｕｗｅｒｅｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄｉｎｔｏｔｈｅｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｉｔｈａｄｅｎｓｉｔｙｏｆ（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３ｂｙｒｅａｃｔｉｏｎｍｅｌｔｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄｕｓｉｎｇＺｒ２Ｃｕａｌｌｏｙ．Ｔｈｅｐｈａｓｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ⁃ｔｕｒｅｏｆｔｈｅａｓ⁃ｆａｂｒｉｃａｔｅｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＣｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｅｒｅａｎａｌｙｚｅｄｂｙＸ⁃ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ），ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＯＭ）ａｎｄｓｃａｎ⁃ｎｉｎｇｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＳＥＭ），ａｎｄｔｈｅａｂｌａｔｉｏｎｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｗｅｒｅｔｅｓｔｅｄｕｓｉｎｇｏｘｙａｃｅｔｙｌｅｎｅｔｏｒｃｈ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｅｄｔｈａｔａｔｈｒｅｅ⁃ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｎｅｔｗｏｒｋｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅｍｉｘｅｄｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｅｄｏｆｐｙｒｏｌｙｔｉｃｃａｒｂｏｎ，ＺｒＣａｎｄＣｕ，ｗａｓｏｂｓｅｒｖｅｄｉｎｔｈｅａｓ⁃ｐｒｅｐａｒｅｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．Ｔｈｅｄｅｓｉｇｎｅｄｐｙｒｏｌｙｔｉｃｃａｒｂｏｎｍａｔｒｉｘｃｏｕｌｄｐｒｏｔｅｃｔｔｈｅｆｉｂｅｒｓｆｒｏｍｅｒｏｓｉｏｎｏｆｌｉｑｕｉｄｍｅｔａｌｉｎｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ＴｈｅｉｎｔｒｏｄｕｃｔｉｏｎｏｆＺｒＣａｎｄＣｕｉｎｔｏｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗａｓｅｆｆｅｃｔｉｖｅｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅｉｒａｂｌａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ．Ａｆｔｅｒａｂｌａｔｉｏｎｆｏｒ１２０ｓ，ｔｈｅｌｉｎｅａｒａｂｌａｔｉｏｎｒａｔｅｄｅｃｒｅａｓｅｄｆｒｏｍ９．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｔｏ－１．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ，ｏｗｉｎｇｔｏｔｈｅｆｏｒ⁃ｍａｔｉｏｎｏｆｒｅｌａｔｉｖｅｌｙｃｏｍｐｌｅｔｅＺｒＯ２ｐｒｏｔｅｃｔｉｎｇｌａｙｅｒａｎｄｔｈｅｔｒａｎｓｐｉｒａｔｉｏｎｃｏｏｌｉｎｇｏｆＣｕ．ＴｈｅｍａｉｎａｂｌａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｗｅｒｅｓｙｎｅｒｇｉｓｔｉｃｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｈｅｒｍｏ⁃ｏｘｉｄａｔｉｏｎａｂｌａｔｉｏｎ（ｓｕｃｈａｓｔｈｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇｒｅａｃｔｉｏｎｏｆＺｒＣａｎｄＣ）ａｎｄｔｈｅｔｈｅｒｍｏ⁃ｐｈｙｓｉｃｓａｂｌａｔｉｏｎ（ｅ．ｇ．ｔｈｅｍｅｌｔｉｎｇａｎｄｖｏｌａｔｉｌｉｚａｔｉｏｎｏｆＣｕ）．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：Ｃ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ；Ｚｒ２Ｃｕ；ｒｅａｃｔｉｏｎｍｅｌｔｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ；ａｎｔｉ⁃ａｂｌａｔｉｏｎｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ６９ ①收稿日期：２０２０⁃０９⁃１８；修回日期：２０２０⁃１１⁃０９㊂基金项目：装备预研联合基金㊂通讯作者：薛朋飞（１９８６ ），男，博士／高级工程师，研究方向为高温复合材料㊂Ｅ⁃ｍａｉｌ：ｘｕｅｐｅｎｇｆｅｉ７６２＠１６３．ｃｏｍ０㊀引言Ｃ／Ｃ复合材料具有灵活的结构可设计性，以及低密度㊁高比强㊁耐烧蚀㊁高温力学性能好等一系列优点，现已成为高超音速飞行器㊁高性能火箭发动机㊁固体姿轨控动力系统及热防护系统关键热端部件等的理想候选材料［１－３］㊂但Ｃ／Ｃ复合材料作为全碳质结构材料也存在固有弱点，即在高温有氧环境下从３７０ħ开始氧化，且其氧化速率随温度的升高会迅速增大，若无有效的抗氧化措施，则可能引起灾难性后果，这严重制约了Ｃ／Ｃ复合材料在武器装备和航空航天等领域的推广应用［１］㊂因此，有必要提高Ｃ／Ｃ复合材料的高温氧化烧蚀性能㊂引入ＺｒＣ㊁ＺｒＢ２㊁ＨｆＣ等超高温陶瓷组份（ＵＨＴＣｓ），被认为是提高Ｃ／Ｃ复合材料抗烧蚀性能的有效手段之一［１，４－６］㊂ＺｒＣ是众多ＵＨＴＣｓ中的典型代表，具有高熔点㊁抗氧化㊁耐烧蚀㊁化学稳定性好等优点，与之相对应的氧化产物ＺｒＯ２的熔点也高达２７７０ħ，烧蚀形成的ＺｒＯ２保护膜可以起到有效阻挡氧化的作用，是提高Ｃ／Ｃ复合材料抗氧化烧蚀性能的理想改性组元之一［１，７－９］㊂与传统的前驱体浸渍裂解工艺（ＰＩＰ）［１０－１４］㊁化学气相沉积或渗透工艺（ＣＶＩ）相比［１５－１８］，反应熔渗工艺（ＲＭＩ）具有显著的快速低成本优势［１９－２２］㊂但若直接选用熔点１８７０ħ的纯Ｚｒ作为熔渗金属，则不仅对熔渗设备要求极高，工艺控制难度极大，且过高的工艺温度还会对碳纤维产生极大的损伤，不利于工程化应用推广㊂Ｃｕ的熔点温度约为１０８３ħ，可与Ｚｒ形成低熔点的Ｚｒ２Ｃｕ合金，显著降低熔渗工艺温度至１２００ １５００ħ㊂因此，对Ｃ／Ｃ复合材料进行难熔金属低温熔渗改性研究，已成为当前耐高温抗烧蚀Ｃ／Ｃ复合材料高效率低成本制造领域的研究热点之一㊂本文采用反应熔渗工艺，以低密度多孔毡基Ｃ／Ｃ复合材料为坯体，以Ｚｒ２Ｃｕ合金为熔渗金属，制备了Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ毡基复合材料㊂采用Ｘ射线衍射仪ＸＲＤ㊁光学显微镜ＯＭ㊁扫描电子显微镜ＳＥＭ研究材料的物相组成和微观结构，采用氧⁃乙炔烧蚀考核材料的烧蚀性能，分析了ＺｒＣ和Ｃｕ的引入对Ｃ／Ｃ复合材料烧蚀性能的影响㊂１㊀实验１．１㊀材料制备选用初始密度为（０．２ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３的聚丙烯腈碳纤维毡基预制体（江苏天鸟高新技术股份有限公司，宜兴），以丙烯Ｃ３Ｈ６为碳源，在（９４０ʃ１０）ħ进行化学气相致密３００ ４００ｈ，得到密度（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３的多孔毡基Ｃ／Ｃ复合材料坯体㊂依据标准ＪＢ／Ｔ８１３３．１５，采用水煮法对低密度毡基Ｃ／Ｃ复合材料进行开孔气孔率测定㊂依据图１所示的Ｚｒ⁃Ｃｕ合金相图［２３］，采用纯度（质量含量）ȡ９９．７０％的Ｚｒ，纯度ȡ９９．９０％的Ｃｕ为原料熔炼Ｚｒ２Ｃｕ合金铸锭，其密度为７．２０ｇ／ｃｍ３，熔点约１０００ħ，Ｚｒ质量含量７４．１７％（有研集团科技有限公司，北京）㊂采用低温反应熔渗工艺，以Ｚｒ２Ｃｕ合金为熔渗金属，１２００ １５００ħ氩气保护条件下保温２ｈ，获得体积密度约为３．３４ｇ／ｃｍ３的毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料㊂图１㊀Ｚｒ⁃Ｃｕ二元合金相图Ｆｉｇ．１㊀ＰｈａｓｅｄｉａｇｒａｍｏｆＺｒ⁃Ｃｕｂｉｎａｒｙａｌｌｏｙ１．２㊀微观结构分析与烧蚀性能测试采用Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ，Ｄ／Ｍａｘ２５００，ＲｉｇａｋｕＣｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ，Ｊａｐａｎ），以ＣｕＫα射线为光源（λ＝０．１５４０６ｎｍ），对材料烧蚀前后的物相组成进行分析，检测条件为４０ｋＶ㊁２５０ｍＡ㊁扫描角度范围２０ʎ ９０ʎ㊁扫描速率４（ʎ）／ｍｉｎ㊂采用光学显微镜（ＯＭ，ＶＨＸ⁃６００，Ｋｅｙｅｎｃｅ，Ｊａｐａｎ）和扫描电子电镜（ＳＥＭ，Ｓ４８００，Ｈｉｔａ⁃ｃｈｉ，Ｊａｐａｎ）观察和分析材料氧乙炔烧蚀前后的微观结构㊂采用Ｉｍａｇｅ⁃Ｐｒｏｐｌｕｓ图像分析软件，对熔渗反应产物ＺｒＣ与Ｃｕ的总含量进行定量分析㊂参照标准ＧＪＢ３２３Ｂ ２０１８，采用氧⁃乙炔烧蚀试验考核材料的高温抗氧化烧蚀性能，其中氧⁃乙炔焰热流密度约（４１８０ʃ１０％）ｋＷ／ｍ２，氧气压力０．４０ＭＰａ，流量０．４２Ｌ／ｓ；乙炔压力０．０９５ＭＰａ，流量０．３１Ｌ／ｓ㊂试样初始表面到火焰喷嘴距离为１０ｍｍ，垂直烧蚀时间为１２０ｓ㊂烧蚀试样尺寸为ϕ３０ｍｍˑ１０ｍｍ，每组３ ５个平行试样㊂２㊀结果与讨论２．１㊀Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ的微观结构图２为密度（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３的毡基Ｃ／Ｃ复合材料表面和截面ＳＥＭ微观形貌㊂从图２（ａ）和图２（ｂ）７９２０２１年２月薛朋飞，等：Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能第１期可看出，毡基Ｃ／Ｃ复合材料表面纤维沿任意方向排列，呈现出疏松多孔的结构特点，孔洞尺寸从几微米到几十微米不等，针刺纤维束区域的纤维相对密集且孔隙较小㊂毡基Ｃ／Ｃ复合材料截面纤维分布相对密集，多以层状结构分布，也可见较多的孔洞，但网胎纤维层中的孔洞相对较少，如图２（ｃ）和图２（ｄ）所示，这主要是由毡基预制体制备工艺决定的㊂采用水煮法对该材料进行的开孔气孔率测定结果约为２７．８０％㊂此外，该材料中的碳纤维表面均包裹有相对完整的热解碳保护层，如图２（ｂ）和图２（ｄ）所示，一方面可为Ｚｒ２Ｃｕ合金的熔渗反应提供碳源；另一方面，可避免高温熔渗金属液体对碳纤维造成的损伤㊂100mμ50mμ（ａ）Ｓｕｒｆａｃｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）Ｓｕｒｆａｃｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ100mμ50mμ（ｃ）Ｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀（ｄ）Ｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ图２㊀密度（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３毡基Ｃ／Ｃ复合材料的表面和截面ＳＥＭ微观形貌Ｆｉｇ．２㊀ＳｕｒｆａｃｅａｎｄｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｉｔｈａｄｅｎｓｉｔｙｏｆ（１．２５ʃ０．０５）ｇ／ｃｍ３㊀㊀图３为毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的表面形貌㊁ＸＲＤ图谱和ＥＤＳ能谱㊂从图３（ａ）可知，毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料主要含有灰黑色㊁白色和浅黄色三种组织形貌，可见少量孔洞但无裂纹㊂灰黑色相是Ｃ纤维及其外层包裹的碳基体，剩余两相是熔渗进材料内部孔隙的Ｚｒ２Ｃｕ合金与碳基体反应后的产物，主要分布在纤维束间区域，其中白色相多数分布在碳基体周围，少量的浅黄色相弥散分布在白色相内部㊂这说明熔渗用Ｚｒ２Ｃｕ合金具有很好的渗透性，可有效填充多孔Ｃ／Ｃ复合材料的内部孔隙和提高材料的致密度㊂由图３（ｂ）可知，该材料未检测到ＺｒｘＣｕ１－ｘ相或Ｚｒ单质的ＸＲＤ衍射峰，主要由Ｃ㊁ＺｒＣ和Ｃｕ三相组成，其中白色相是ＺｒＣ，浅黄色的是残留金属Ｃｕ㊂这表明熔融Ｚｒ２Ｃｕ合金在熔渗过程中，Ｚｒ与碳基体发生充分反应转变为ＺｒＣ基体㊂图３（ｃ）㊁图３（ｄ）和图３（ｅ）为Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的ＳＥＭ微观结构，可看出孔隙尺寸相对较大㊁数量较多的纤维束间区域分布有大量熔渗反应产物，与碳基体相邻部位主要为连续致密的ＺｒＣ相，这与图３（ａ）中的白色相分布相对应，同时连续ＺｒＣ相所包裹区域内部还弥散分布有较多颗粒，ＥＤＳ能谱结果显示含有约３５．３０％Ｚｒ和７．８３％Ｃｕ（如图３（ｆ）所示），这说明该颗粒以ＺｒＣ相为主，颗粒之间区域含有４４．３０％的Ｃｕ和６．２８％的Ｚｒ（如图３（ｇ）所示），表明弥散颗粒之间区域主要为残留金属Ｃｕ，且在ＺｒＣ颗粒弥散分布的区域还可观察到少量的孔洞㊂相比之下，在纤维含量相对较高的纤维束区域，熔渗反应产物主要分布在碳纤维周围，如图３（ｅ）所示，从内到外依次为碳纤维㊁碳基体（热解碳）㊁环状的致密ＺｒＣ相㊁以及外围的弥散状ＺｒＣ颗粒，这说明热解碳保护设计可有效防护高温熔融金属液体对碳纤维造成的损伤㊂８９２０２１年２月固体火箭技术第４４卷（ａ）Ｏｐｔｉｃａｌｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎ㊀㊀50mμ10mμPoint 2Point 1（ｃ）ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｄ）ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ（ｅ）ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｆ）ＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｏｆｐｏｉｎｔ１㊀㊀（ｇ）ＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｏｆｐｏｉｎｔ２图３㊀毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料表面ＯＭ形貌㊁ＸＲＤ图谱㊁ＳＥＭ形貌和ＥＤＳ能谱Ｆｉｇ．３㊀ＳｕｒｆａｃｅＯＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ，ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎ，ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓａｎｄｔｈｅｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ㊀㊀图４为毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的截面微观形貌㊁ＸＲＤ图谱和ＥＤＳ能谱㊂由图４（ａ）可知，该材料中分布有大量的灰色相㊁白色相及其内部的弥散状组织，可见极少量孔洞但无明显裂纹㊂由图４（ｂ）可知，该材９９２０２１年２月薛朋飞，等：Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能第１期料中存在大量ＺｒＣ衍射峰，以及Ｃ和Ｃｕ的衍射峰，未检测到残留ＺｒｘＣｕ１－ｘ合金或单质Ｚｒ的衍射峰，说明该材料由ＺｒＣ㊁Ｃ和Ｃｕ三相组成，即灰色相是Ｃ纤维与碳基体，白色相是ＺｒＣ，它主要分布在与碳基体相邻的纤维束间区域，白色相内部的弥散状组织是ＺｒＣ与残留金属Ｃｕ的混合㊂图４（ｃ）和图４（ｄ）为Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的截面ＳＥＭ微观结构，可见纤维束间区域分布有大量熔渗反应产物，连续致密ＺｒＣ相包裹区域的内部含有大量弥散颗粒状组织，ＥＤＳ能谱结果显示含有约３３．３５％的Ｚｒ和２．９５％的Ｃｕ（如图４（ｅ）所示），这说明该颗粒主要是ＺｒＣ相，且颗粒尺寸相对细小，颗粒之间区域Ｃｕ的含量增加至７．８３％（如图４（ｆ）所示），表明弥散颗粒之间区域含有一定量的残留金属Ｃｕ，这与图３中该材料的表面微观结构与相组成结论一致㊂（ａ）Ｏｐｔｉｃａｌｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎ(d)10mμPoint 2Point 150m μ（ｃ）ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｄ）ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀（ｅ）ＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｏｆｐｏｉｎｔ１㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｆ）ＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｏｆｐｏｉｎｔ２图４㊀毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料截面ＯＭ形貌㊁ＸＲＤ图谱㊁ＳＥＭ形貌和ＥＤＳ能谱Ｆｉｇ．４㊀ＣｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎＯＭ，ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎ，ＳＥＭｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓａｎｄｔｈｅｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇＥＤＳｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ㊀㊀图５为毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料表面与截面ＺｒＣ＋Ｃｕ总含量的定量分析结果㊂由图５（ａ）可知，黑色区域为碳纤维与碳基体，灰色组织则是熔渗进材料内部孔隙的Ｚｒ２Ｃｕ合金与碳基体反应后的产物（对应图像处理后的红色区域）㊂对ＺｒＣ＋Ｃｕ的面积百分含量进行统计分析可知，材料表面ＺｒＣ＋Ｃｕ的百分含量约为５２．３０％；同理，可获得材料截面ＺｒＣ＋Ｃｕ的面积百分含量约为６０．９０％，略高于表面，如图５（ｃ）所示㊂这００１ ２０２１年２月固体火箭技术第４４卷可从低密度毡基Ｃ／Ｃ坯体材料的预制体结构㊁材料内部呈三维立体网络的孔洞分布特点两方面进行解释，即截面方向层与层之间存在相对较多连续孔洞㊂综上可知，采用ＲＭＩ工艺制备的毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料，高温熔渗金属液体与碳基体发生原位反应，获得的是三维立体网络状ＺｒＣ＋Ｃｕ混合基体结构；而ＰＩＰ法制备的改性Ｃ／Ｃ复合材料，ＺｒＣ等陶瓷基体多呈弥散颗粒状分布［６，１２－１４，１８］㊂㊀（ａ）Ｓｕｒｆａｃｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）Ｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｃ）Ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅａｎａｌｙｓｉｓｒｅｓｕｌｔｓ图５㊀毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料中（ＺｒＣ＋Ｃｕ）的定量分析结果Ｆｉｇ．５㊀Ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅａｎａｌｙｓｉｓｏｆｔｈｅａｍｏｕｎｔｏｆ（ＺｒＣ＋Ｃｕ）ｉｎｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ２．２㊀氧⁃乙炔烧蚀性能图６所示为毡基Ｃ／Ｃ（密度为１．８５ｇ／ｃｍ３）㊁Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ（密度为３．３４ｇ／ｃｍ３）复合材料氧乙炔烧蚀１２０ｓ后的形貌照片及ＸＲＤ图谱㊂从图６（ａ）和图６（ｂ）可知，毡基Ｃ／Ｃ复合材料烧蚀表面具有较为明显的烧蚀坑，而毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀表面平整且被白色氧化物覆盖，无明显的烧蚀坑和氧化物剥落现象，表现出了良好的抗氧化烧蚀性能㊂引入ＺｒＣ和Ｃｕ后，试样的线烧蚀率从９．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ降低为－１．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ，而质量烧蚀率从２．６ˑ１０－３ｇ／ｓ变为４．０ˑ１０－３ｇ／ｓ，如表１所示㊂对比图６（ｃ）和图６（ｄ）可知，毡基Ｃ／Ｃ复合材料烧蚀表面有较为明显的碳纤维和碳基体烧蚀痕迹，尤其是纤维束所在区域，氧乙炔烧蚀过程中材料被一层层氧化烧蚀，进而形成了明显的烧蚀凹坑；毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料表面虽然亦可见碳纤维和碳基体烧蚀痕迹，但表层材料氧化烧蚀之后会形成相对完整且无明显裂纹的白色氧化物层，结合图６（ｅ）所示ＸＲＤ结果可知，该白色氧化物为ＺｒＯ２，可有效保护内部材料免受高温氧乙炔焰的连续冲刷和氧化烧蚀㊂同时，Ｃｕ的熔化与挥发虽然会造成材料质量烧蚀率的轻微增大，但可发挥 发汗冷却 作用，带走大量的热并有效降低材料表面烧蚀温度，这有利于改善材料的抗氧化烧蚀性能［１，２０］㊂图７所示为毡基Ｃ／Ｃ㊁Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀中心区域和边缘区域的ＳＥＭ形貌，如图６中区域１和区域２所示㊂从图７（ａ）可知，毡基Ｃ／Ｃ复合材料烧蚀中心区域氧化烧蚀严重，碳基体首先发生氧化，多为边缘尖锐的蜂窝状㊂然后碳纤维开始氧化烧蚀，其端部呈针尖状或笋尖状，且多分布在碳基体烧蚀孔洞内部，表明碳纤维烧蚀程度大于碳基体㊂在相对边缘区域，如图７（ｂ）所示，毡基Ｃ／Ｃ复合材料氧化烧蚀程度明显降低，主要沿碳纤维与碳基体㊁碳基体内部之间的界面发生烧蚀，各部分之间间隙的变宽和变深㊂这主要是由于结合强度较低的界面极易成为氧化活性点，与氧化气氛反应之后，不耐烧蚀气流冲刷而导致的结果［１］㊂从图７（ｃ）㊁图７（ｄ）可知，毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀中心区域为多孔结构的氧化物颗粒堆积形貌，既有十几到几十微米的大孔，也有小于１ｍ的微孔㊂烧蚀表层的部分区域氧化物出现了明显的熔融烧结现象，可见少量微孔，这主要是高温烧蚀条件下Ｃｕ蒸汽以及其他气体产物挥发造成的，同时部分氧化物颗粒之间也会形成沟槽或孔隙㊂相比之下，毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀边缘区域，因烧蚀温度相对较低则难以形成大面积的熔融态氧化物保护层，主要是相对疏松的烧蚀形貌，如图７（ｅ）㊁图７（ｆ）所示，烧蚀表层可见较多大尺寸孔洞，同时氧化物ＺｒＯ２颗粒尺寸明显小于烧蚀中心区域，部分熔融烧结形成的氧化物层相对致密㊂１０１ ２０２１年２月薛朋飞，等：Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能第１期C/C12 10 cm 21C/C-ZrC-Cu10 cm㊀㊀（ａ）Ｍａｃｒｏ⁃ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＣ／Ｃ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）Ｍａｃｒｏ⁃ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ500mμ500mμ(d)㊀（ｃ）Ｍｉｃｒｏ⁃ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＣ／Ｃ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｄ）Ｍｉｃｒｏ⁃ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ（ｅ）ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ图６㊀毡基Ｃ／Ｃ㊁Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料１２０ｓ烧蚀表面形貌和ＸＲＤ图谱Ｆｉｇ．６㊀ＳｕｒｆａｃｅｍａｃｒｏｇｒａｐｈｓａｎｄＸＲＤｐａｔｔｅｒｎｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／ＣａｎｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｆｔｅｒａｂｌａｔｉｎｇ１２０ｓ表１㊀毡基Ｃ／Ｃ㊁Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀１２０ｓ后的线烧蚀率和质量烧蚀率Ｔａｂｌｅ１㊀ＡｂｌａｔｉｏｎｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／ＣａｎｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｆｔｅｒａｂｌａｔｉｎｇ１２０ｓＭａｔｅｒｉａｌｓＤｅｎｓｉｔｙ／（ｇ／ｃｍ３）Ａｂｌａｔｉｏｎｔｉｍｅ／ｓＬｉｎｅａｒａｂｌａｔｉｏｎｒａｔｅ／（ｍｍ／ｓ）Ｍａｓｓａｂｌａｔｉｏｎｒａｔｅ／（ｇ／ｓ）Ｃ／Ｃ１．８５１２０９．０ˑ１０－３２．６ˑ１０－３Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ（ＲＭＩ）３．３４１２０－１．０ˑ１０－３４．０ˑ１０－３㊀㊀在长达１２０ｓ的氧乙炔火焰烧蚀过程中，毡基Ｃ／Ｃ复合材料无法形成有效的保护层，导致从材料表面到材料内部的碳纤维与碳基体被一层层连续氧化烧蚀；而毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料表层虽然也会发生碳纤维与碳基体的氧化侵蚀，但材料中ＺｒＣ基体具有优异的抗氧化烧蚀性能，烧蚀过程中会被氧化成较为完整的高熔点ＺｒＯ２保护层，其中ＺｒＯ２晶粒存在明显的烧结致密化过程，这可有效阻挡氧向材料内部的持续氧化侵蚀；同时，材料基体中分布的金属Ｃｕ也会发生剧烈熔化和蒸发，起到 发汗冷却 作用，这有助于降低材料烧蚀表面温度，减轻高温烧蚀［１，２０］㊂此外，Ｃｕ蒸汽㊁ＣＯ㊁ＣＯ２等气体向材料外部的大量逸出，会导致２０１２０２１年２月固体火箭技术第４４卷烧蚀表面ＺｒＯ２保护层形成较多孔洞㊂这与张强等观察到的ＺｒＢ２⁃ＳｉＣ／（Ｃ／Ｃ⁃ＳｉＣ）材料氧乙炔烧蚀形貌相似［６，１０，１４］，他们认为烧蚀产生的大量Ｂ２Ｏ３㊁ＣＯ㊁ＣＯ２等挥发性气体导致了这种多孔氧化层的形成㊂结合ＸＲＤ与微观结构分析，可判断毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料氧乙炔烧蚀过程中主要发生如下化学反应：２ＺｒＣ（ｓ）＋３Ｏ２（ｇ）＝２ＺｒＯ２（ｓ）＋２ＣＯ（ｇ）ＺｒＣ（ｓ）＋２Ｏ２（ｇ）＝ＺｒＯ２（ｓ）＋ＣＯ２（ｇ）２Ｃ（ｓ）＋Ｏ２（ｇ）＝２ＣＯ（ｇ）Ｃ（ｓ）＋Ｏ２（ｇ）＝ＣＯ２（ｇ）Ｃｕ（ｓ）＝Ｃｕ（ｌ）Ｃｕ（ｓ）＝Ｃｕ（ｇ）ＺｒＯ２（ｓ）＝ＺｒＯ２（ｌ）综上所述，毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的氧化烧蚀机制主要包括ＺｒＣ㊁碳纤维㊁碳基体等氧化反应引起的热化学烧蚀，以及金属Ｃｕ剧烈熔化和挥发等引起的热物理烧蚀㊂10mμ10mμ（ａ）ＡｂｌａｔｉｏｎｃｅｎｔｅｒｏｆＣ／Ｃ㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀㊀（ｂ）ＡｂｌａｔｉｏｎｂｒｉｍｏｆＣ／Ｃ50mμ5mμ（ｃ）ＡｂｌａｔｉｏｎｃｅｎｔｅｒｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀（ｄ）ＡｂｌａｔｉｏｎｃｅｎｔｅｒｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ50mμ5mμ（ｅ）ＡｂｌａｔｉｏｎｂｒｉｍｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕａｔｌｏｗｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ㊀㊀（ｆ）ＡｂｌａｔｉｏｎｂｒｉｍｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕａｔｈｉｇｈｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ图７㊀毡基Ｃ／Ｃ、Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料烧蚀中心区域和边缘区域的ＳＥＭ形貌照片Ｆｉｇ．７㊀ＳＥＭｉｍａｇｅｓｏｆｃｅｎｔｅｒａｎｄｂｒｉｍａｂｌａｔｉｏｎｒｅｇｉｏｎｓｏｆｉｎｔｅｇｒａｌｆｅｌｔＣ／ＣａｎｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ３㊀结论（１）以Ｚｒ２Ｃｕ合金为熔渗金属，采用反应熔渗法制备毡基Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料，能显著降低工艺温度，有效提高复合材料致密程度，获得三维网络状（热解碳＋ＺｒＣ＋Ｃｕ）混合基体结构，即包裹在碳纤维外层的热解碳基体㊁紧邻热解碳基体的致密ＺｒＣ基体层及其３０１２０２１年２月薛朋飞，等：Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能第１期内部区域ＺｒＣ颗粒与残留金属Ｃｕ的混合组织㊂（２）热解碳基体设计可有效防护熔融Ｚｒ２Ｃｕ合金对碳纤维的损伤，熔渗过程中，Ｚｒ首先与热解碳基体反应生成致密三维网络状ＺｒＣ层，随着Ｚｒ含量的消耗则转变为ＺｒＣ颗粒与Ｃｕ的混合基体；其中ＺｒＣ具有优异的抗氧化烧蚀性能，Ｃｕ则具有明显的发汗冷却作用㊂（３）氧乙炔烧蚀１２０ｓ后，Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的线烧蚀率仅为－１．０ˑ１０－３ｍｍ／ｓ，归因于ＺｒＣ基体氧化生成了相对完整的ＺｒＯ２保护层和Ｃｕ发汗冷却降低了烧蚀表面温度两方面的有利作用，相应的烧蚀机制为热氧化烧蚀和热物理烧蚀㊂参考文献：［１］㊀ＪｉｎＸｉａｏｃｈａｏ，ＦａｎＸｕｅｌｉｎｇ，ＬｕＣｈｕｎｓｈｅｎｇ，ｅｔａｌ．Ａｄｖａｎｃｅｓｉｎｏｘｉｄａｔｉｏｎａｎｄａｂｌａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆｈｉｇｈａｎｄｕｌｔｒａ⁃ｈｉｇｈｔｅｍ⁃ｐｅｒａｔｕｒｅｃｅｒａｍｉｃｓｍｏｄｉｆｉｅｄｏｒｃｏａｔｅｄｃａｒｂｏｎ／ｃａｒｂｏｎｃｏｍｐｏｓ⁃ｉｔｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１８，３８：１⁃２８．［２］㊀ＦａｈｒｅｎｈｏｌｔｚＷｉｌｌｉａｍＧ，ＨｉｌｍａｓＧｒｅｇＥ．Ｕｌｔｒａｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｅｒａｍｉｃｓ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｅｘｔｒｅｍｅｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａ⁃ｔｅｒｉａｌｉａ，２０１７，１２９：９４⁃９９．［３］㊀ＺＨＡＯＬｉｙｏｕ，ＪＩＡＤｅｃｈａｎｇ，ＤＵＡＮＸｉａｏｍｉｎｇ，ｅｔａｌ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｏｆＺｒＣ⁃３０ｖｏｌ％ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｉｎａｉｒｆｒｏｍｌｏｗｔｏｕｌｔｒａｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１２，３２：９４７⁃９５４．［４］㊀ＬｉＫＺ，ＸｉｅＪ，ＦｕＱＧ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｐｏｒｏｕｓＣ／ＣｄｅｎｓｉｔｙｏｎｔｈｅｄｅｎｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄａｂｌａｔｉｏｎｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｃａｒｂｏｎ，２０１３，５７：１６１⁃１６８．［５］㊀解静，孙国栋，李辉，等．ＳｉＣ对Ｃ／ＺｒＣ⁃ＳｉＣ复合材料的微观形貌㊁烧蚀及热物理性能的影响［Ｊ］．固体火箭技术，２０２０，４３（３）：３３３⁃３３９．ＸＩＥＪｉｎｇ，ＳＵＮＧｕｏｄｏｎｇ，ＬＩＨｕｉ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆＳｉＣａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ａｂｌａｔｉｖｅａｎｄｔｈｅｒｍｏｐｈｙｓｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｏｌｉｄＲｏｃｋｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０２０，４３（３）：３３３⁃３３９．［６］㊀孟祥利，田蔚，崔红，等．Ｃ／Ｃ⁃ＳｉＣ⁃ＺｒＢ２多元炭陶复合材料烧蚀性能［Ｊ］．固体火箭技术，２０１４，３７（１）：１０７⁃１１２．ＭＥＮＧＸｉａｎｇｌｉ，ＴＩＡＮＷｅｉ，ＣＵＩＨｏｎｇ，ｅｔａｌ．Ａｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖ⁃ｉｏｒｏｆＣ／Ｃ⁃ＳｉＣ⁃ＺｒＢ２ｃａｒｂｏｎ⁃ｃｅｒａｍｉｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｏｌｉｄＲｏｃｋｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１４，３７（１）：１０７⁃１１２．［７］㊀ＡＲＡＩＹｕｔａｒｏ，ＩＮＯＵＥＲｙｏ，ＧＯＴＯＫｅｎ，ｅｔａｌ．Ｃａｒｂｏｎｆｉｂｅｒｒｅ⁃ｉｎｆｏｒｃｅｄｕｌｔｒａ⁃ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｅｒａｍｉｃｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ：Ａｒｅｖｉｅｗ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１９，４５：１４４８１⁃１４４８９．［８］㊀ＷａｎｇＳＬ，ＬｉＫＺ，ＬｉＨＪ，ｅｔａｌ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄａｂｌａ⁃ｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＺｒＣｃｏａｔｉｎｇｏｎＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｕｎｄｅｒｓｉｎｇｌｅａｎｄｃｙｃｌｉｃｏｘｙａｃｅｔｙｌｅｎｅｔｏｒｃｈｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎ⁃ｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１４，４０：１６００３⁃１６０１４．［９］㊀ＰａｎＸＨ，ＮｉｕＹＲ，ＬｉｕＴ，ｅｔａｌ．ＡｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｓｏｆＺｒＣ⁃ＴｉＣｃｏａｔｉｎｇｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｖａｃｕｕｍｐｌａｓｍａｓｐｒａｙ：Ａｂｏｖｅ２０００ħ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１９，３９：３２９２⁃３３３０．［１０］㊀张强，崔红，朱阳，等．ＺｒＢ２⁃ＳｉＣ复相陶瓷涂层制备及其保护Ｃ／Ｃ⁃ＳｉＣ复合材料性能［Ｊ］．复合材料学报，２０１８，３５（３）：６４０⁃６４６．ＺＨＡＮＧＱｉａｎｇ，ＣＵＩＨｏｎｇ，ＺＨＵＹａｎｇ，ｅｔａｌ．ＰｒｅｐａｒａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＺｒＢ２⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｕｎｄｃｅｒａｍｉｃｃｏａｔｉｎｇｆｏｒＣ／Ｃ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉｔａｅＳｉｎｉｃａ，２０１８，３５（３）：６４０⁃６４６．［１１］㊀ＹａｎＣ，ＬｉｕＲ，ＣａｏＹ，ｅｔａｌ．Ａｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｍｅｃｈａ⁃ｎｉｓｍｏｆＣ／ＺｒＣ，Ｃ／ＺｒＣ⁃ＳｉＣａｎｄＣ／ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｆａｂｒｉｃａ⁃ｔｅｄｂｙｐｏｌｙｍｅｒｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎａｎｄｐｙｒｏｌｙｓｉｓｐｒｏｃｅｓｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏ⁃ｓｉｏｎＳｃｉｅｎｃｅ，２０１４，８６：１３１⁃１４１．［１２］㊀ＺＨＡＯＺｈｉｇａｎｇ，ＬＩＫｅｚｈｉ，ＬＩＷｅｉ，ｅｔａｌ．Ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ，ａｂｌａ⁃ｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒａｎｄｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣａｎｄＣ／Ｃ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１８，４４：７４８１⁃７４９０．［１３］㊀ＺＨＡＯＺｈｉｇａｎｇ，ＬＩＫｅｚｈｉ，ＫＯＵＧａｎｇ，ｅｔａｌ．ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄａｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣａｎｄＣ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｐｒｅｃｕｒｓｏｒｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎａｎｄｐｙ⁃ｒｏｌｙｓｉｓｃｏｍｂｉｎｅｄｗｉｔｈｃｈｅｍｉｃａｌｖａｐｏｒｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ［Ｊ］．Ｃｅ⁃ｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１８，４４：２３１９１⁃２３２０１．［１４］㊀杨星，赵景鹏，崔红，等．不同双元陶瓷基体对改性Ｃ／Ｃ复合材料性能的影响［Ｊ］．固体火箭技术，２０１６，３９（６）：８２０⁃８２４．ＹＡＮＧＸｉｎｇ，ＺＨＡＯＪｉｎｇｐｅｎｇ，ＣＵＩＨｏｎｇ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｕａｌｃｅｒａｍｉｃｍａｔｒｉｘｏｎｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｏｌｉｄＲｏｃｋｅｔＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１６，３９（６）：８２０⁃８２４．［１５］㊀王毅，徐永东，张立同，等．３ＤＣ／ＳｉＣ⁃ＴａＣ复合材料烧蚀性能及机理［Ｊ］．宇航材料工艺，２００９，３９（３）：４１⁃４４．ＷＡＮＧＹｉ，ＸＵＹｏｎｇｄｏｎｇ，ＺＨＡＮＧＬｉｔｏｎｇ，ｅｔａｌ．Ａｂｌａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆ３ＤＣ／ＳｉＣ⁃ＴａＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＡｅｒｏｓｐａｃｅＭａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００９，３９（３）：４１⁃４４．［１６］㊀熊翔，王雅雷，李国栋，等．ＣＶＩ⁃ＳｉＣ／ＴａＣ改性Ｃ／Ｃ复合材料的力学性能及其断裂行为［Ｊ］．复合材料学报，２００８，２５（５）：９１⁃９７．ＸＩＯＮＧＸｉａｎｇ，ＷＡＮＧＹａｌｅｉ，ＬＩＧｕｏｄｏｎｇ，ｅｔａｌ．ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＣＶＩ⁃ＳｉＣ／ＴａＣｍｏｄｉｆｉｅｄＣ／Ｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｅＣｏｍｐｏｓｉｔａｅＳｉｎｉｃａ，２００８，２５（５）：９１⁃９７．［１７］㊀ＬｕｏＬｅｉ，ＷａｎｇＹｉｇｕａｎｇ，ＤｕａｎＬｉｕｙａｎｇ．ＡｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＣ／ＳｉＣ⁃ＨｆＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｉｎｔｈｅｐｌａｓｍａｗｉｎｄｔｕｎｎｅｌ［Ｊ］．Ｊｏｕｒ⁃ｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１６，３６：３８０１⁃３８０７．［１８］㊀ＺＨＯＵＨａｉｊｕｎ，ＮＩＤｅｗｅｉ，ＨＥＰｉｎｇ，ｅｔａｌ．ＡｂｌａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣａｎｄＣ／ＳｉＣ⁃ＺｒＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙａｊｏｉｎｔｐｒｏｃｅｓｓｏｆｓｌｕｒｒｙｉｍｐｒｅｇｎａｔｉｏｎａｎｄｃｈｅｍｉｃａｌｖａｐｏｒｉｎｆｉｌｔｒａ⁃４０１２０２１年２月固体火箭技术第４４卷ｔｉｏｎ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１８，４４：４７７７⁃４７８２．［１９］㊀ＣｈｅｎＹ，ＳｕｎＷ，ＸｉｏｎｇＸ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｔｈｅｒｍｏｐｈｙｓｉ⁃ｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ａｎｄａｂｌａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆＣ／ＨｆＣ⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１９，４５：４６８５⁃４６９１．［２０］㊀但奇善，孙威，熊翔，等．反应熔渗法制备Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ复合材料的微观结构及烧蚀性能［Ｊ］．粉末冶金材料科学与工程，２０１３，１８（３）：４０３⁃４０８．ＤＡＮＱｉｓｈａｎ，ＳＵＮＷｅｉ，ＸＩＯＮＧＸｉａｎｇ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄａｂｌａｔｉｏｎｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆＣ／Ｃ⁃ＺｒＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄｂｙｒｅａｃｔｉｖｅｍｅｌｔｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉ⁃ｎｅｅｒｉｎｇｏｆＰｏｗｄｅｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ，２０１３，１８（３）：４０３⁃４０８．［２１］㊀倪德伟，陈小武，王敬晓，等．Ｃｆ／ＺｒＢ２⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣ超高温陶瓷基复合材料的设计㊁制备及性能［Ｊ］．硅酸盐学报，２０１８，４６（１２）：１６６１⁃１６６８．ＮＩＤｅｗｅｉ，ＣＨＥＮＸｉａｏｗｕ，ＷＡＮＧＪｉｎｇｘｉａｏ，ｅｔａｌ．Ｄｅｓｉｇｎ，ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｆ／ＺｒＢ２⁃ＺｒＣ⁃ＳｉＣｕｌｔｒａ⁃ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｅｒａｍｉｃｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．Ｊ．Ｃｈｉｎ．Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．，２０１８，４６（１２）：１６６１⁃１６６８．［２２］㊀ＮｉＤｅｗｅｉ，ＷａｎｇＪｉｎｇｘｉａｏ，ＤｏｎｇＳｈａｏｍｉｎｇ，ｅｔａｌ．ＦａｂｒｉｃａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｆ／ＺｒＣ⁃ＳｉＣ⁃ｂａｓｅｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｂｙａｎｉｍ⁃ｐｒｏｖｅｄｒｅａｃｔｉｖｅｍｅｌｔｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＡｍｅｒｉｃａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙ，２０１８，１０１：３２５３⁃３２５８．［２３］㊀唐仁政，田荣璋．二元合金相图及中间相晶体结构［Ｍ］．长沙：中南大学出版社，２００９．ＴＡＮＧＲｅｎｚｈｅｎｇ，ＴＩＡＮＲｏｎｇｚｈａｎｇ．Ｂｉｎａｒｙａｌｌｏｙｐｈａｓｅｄｉａ⁃ｇｒａｍｓａｎｄｃｒｙｓｔａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅｐｈａｓｅ［Ｍ］．Ｃｈａｎｇｓｈａ：ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＰｒｅｓｓ，２００９．（编辑：崔贤彬）５０１２０２１年２月薛朋飞，等：Ｃ／Ｃ⁃ＺｒＣ⁃Ｃｕ复合材料的微观结构与抗烧蚀性能第１期。
等离子喷涂ZrO2涂层隔热耐烧蚀性能研究
２ 涂层 制备
采用美 国产 ＭＥ Ｃ Ｔ Ｏ等离子 喷涂设备 ， 用机器手 采
精确 控制喷涂 参数 。 过对涂层 与基体 的结合强度进行 通 优化 采用 以下 参数 进行喷涂 ，电流 ５ ０ ５ Ａ，喷涂 ０ ￣５ ０
距离 ７ ｍｍ，喷枪移动速度 ４ ０ ｍ／，基体温度 ２ Ｏ ０ ８ｍ ｓ ５ ～ ３ ０Ｃ，采用含 ６ ０￣ ％～８ ％的氧化钇 、二氧化锆 复合粉末 进行 喷涂 。
Ｆａ ｍ ｅ ｍｒｔ ｍ／ ｌｎ ｔ ｍｌ ａ ｕ ℃
图 ６ 涂层隔热效果
Ｆｉ ｅｔ ｅ ｍ ａ ａ ｒｅ ｆｅ ｔ ｇ ６Ｔｈ ｈ ｒ ｌｂ ｒｉ ｒｅ ｃ ｓ
维普资讯
侯 根 良 等 ：等 离子 喷涂 ＺＯ 涂层 隔 热 耐烧 蚀 性 能研 究 ｒｚ
图 ３为粉末扫描电镜 照片。图 ４为对应 的涂层扫 描 电镜照片 ， 微米 Ｚ Ｏ 粉末多为块状 ， ｒ２ 其尺寸约为 ６ １ 粒 ０ ｍ（ ａ 度在 ２ ０ ０ ０ ￣３ ０目之间） 。涂层厚度大约为 ｌ ｍ，经过 喷 ｍ 涂 以后形成致密涂层 ，但涂层 中有 部分空洞 。
童
兰 ０
却温度为 ９ ０ －３０Ｃ时， ０ ＂ １０ ＂ 发生 由四方相 ｔ 向单斜相 ｍ 的
变化，具有典型的马氏体相变特征 ，伴随产生 ３ ％～６ ％的 体积膨胀 。 由于相变产生 的应力以及涂层膨胀系数与基体
的不匹配 ， 相变必然会引起涂层的破裂和脱落。为了克服 涂层的这一缺陷，通常在 ＺＯ 中加入适量立方晶型氧化 ｒ２
为 了提高涂层与基 体之 间的结合强度 ， 基体表面 对
２ｅ ｌ ｌ 。ｌ
图 ２ 涂层 ｘ 射线衍射 图谱
Ｆｉ ｅｃ ａ ｉｇ ＸＲＤ ｐｅ ｔｕ ｇ ２Ｔｈ ｏ ｔ ｎ ｓ ｃｒｍ
W-SiC-CC 复合材料制备及等离子烧蚀性能
第51卷第2期表面技术2022年2月SURFACE TECHNOLOGY·249·W-SiC-C/C复合材料制备及等离子烧蚀性能王富强1，陈建1，张智2，谢栋2，崔红2（1.西安工业大学 材料与化工学院，西安 710021；2.西安航天复合材料研究所，西安 710025）摘要：目的提高C/C复合材料在超高温下的抗烧蚀性能。
方法采用化学气相沉积法，在C/C复合材料表面制备SiC过渡层，然后以惰性气体保护等离子喷涂工艺在带有SiC过渡层的C/C材料表面制备W涂层，研究所制备的W-SiC-C/C复合材料的微观形貌与结构特征。
以200 kW超大功率等离子焰流，考核W-SiC-C/C 材料的抗烧蚀性能，并与无涂层防护的C/C材料进行对比分析。
结果W涂层主要为层状的柱状晶结构。
W 涂层与SiC过渡层、过渡层与基体界面呈镶嵌结构，结合良好。
SiC过渡层阻止了W、C元素相互迁移与反应。
在驻点压力为4.5 MPa、温度约5000 K、热流密度为36 MW/m2的烧蚀条件下，当烧蚀时间小于10 s 时，涂层对C/C材料起到了较好的保护作用，W涂层发生氧化烧蚀，基体未发现烧蚀，平均线烧蚀率为0.0523 mm/s；当烧蚀时间超过15 s后，涂层防护作用基本失效，基体C/C材料发生烧蚀现象。
结论以W涂层、SiC过渡层为防护的C/C复合材料，能够适用于短时间超高温的烧蚀环境，如固体火箭发动机等。
W 涂层的熔融吸热、氧化耗氧以及SiC过渡层的氧化熔融缓解涂层热应力和氧扩散阻碍的联合作用，提高了C/C材料的抗烧蚀性能。
关键词：W涂层；SiC过渡层；C/C复合材料；等离子喷涂；烧蚀性能；等离子体中图分类号：TG174；TB332 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2022)02-0249-10DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2022.02.024Preparation and Plasma Flame Ablation Resistance ofW-SiC-C/C CompositesWANG Fu-qiang1, CHEN Jian1, ZHANG Zhi2, XIE Dong2, CUI Hong2(1. School of Materials Sciense and Chemical Engineering, Xi'an Technological University, Xi'an 710021, China;2. Xi'an Aerospace Composites Institute, Xi'an 710025, China)ABSTRACT: This paper aims to improve the ablation resistance of C/C composites at ultra-high temperatures. SiC transition layer was prepared on the surface of C/C composite material by a chemical vapor deposition method, then Tungsten coating was prepared on SiC coated C/C composites by inert gas protecting atmospheric plasma spraying. In this paper, the morphology and composition of the W-SiC-C/C composites were studied, and the ablation resistance of the W-SiC-C/C materials was evaluated by a 200 kW ultra-high-power plasma flame, which was compared and analyzed with C/C materials for coating protection.收稿日期：2021-03-08；修订日期：2021-06-28Received：2021-03-08；Revised：2021-06-28基金项目：国家自然科学基金（51671150）Fund：The National Natural Science Foundation of China (51671150)作者简介：王富强（1981—），男，博士研究生，高级工程师，主要研究方向为C/C材料应用。
CC复合材料烧蚀行为的数值模拟的开题报告
CC复合材料烧蚀行为的数值模拟的开题报告题目：CC复合材料烧蚀行为的数值模拟一、研究背景CC复合材料是一种具有优异性能的高温结构材料，广泛应用于推进及航空航天领域。
然而，在高温环境下，CC复合材料受到烧蚀的影响，从而降低了其使用寿命。
针对这一问题，采用数值模拟方法研究CC复合材料的烧蚀行为是一种有效的手段。
通过模拟材料的热传导、质量传输和化学反应过程，可以分析并预测材料烧蚀的机理与规律，为材料设计与优化提供可靠的理论支持。
二、研究目的本研究旨在探究CC复合材料的烧蚀行为，通过数值模拟热传导、质量传输和化学反应过程，以获取以下信息：1. CC复合材料在高温环境下的烧蚀机理与规律。
2. 烧蚀速率与温度、压力、气体成分等因素的关系。
3. CC复合材料烧蚀过程中表面形貌、结构和力学性能的变化规律。
三、研究内容1. 对CC复合材料的基本性质和烧蚀机理进行深入了解，建立数学模型。
2. 利用COMSOL Multiphysics等数值模拟软件，模拟热传导、质量传输和化学反应过程。
3. 分析烧蚀速率与温度、压力、气体成分等因素的变化规律。
4. 分析烧蚀过程中CC复合材料表面形貌、结构和力学性能的变化规律。
5. 确定CC复合材料烧蚀过程中最优的防护措施。
四、研究方法本研究采用数值模拟方法，建立CC复合材料烧蚀实验模型，研究其热传导、质量传输和化学反应过程，利用COMSOL Multiphysics等数值模拟软件对烧蚀机理进行模拟并分析其变化规律。
五、研究意义1. 该研究有利于加深人们对CC复合材料烧蚀机理和规律的认识，为材料设计和应用提供可靠的理论基础。
2. 研究烧蚀速率与温度、压力、气体成分等因素的关系，有助于制定更为科学的材料应用和保护措施。
3. 通过研究烧蚀过程中CC复合材料表面形貌、结构和力学性能的变化规律，可为材料匹配和应用提供参考。
六、预期成果本研究预期得到CC复合材料烧蚀机理和规律的系统研究，并得到以下成果：1. 建立CC复合材料烧蚀模型，并确定其烧蚀速率。
【国家自然科学基金】_烧蚀率_基金支持热词逐年推荐_【万方软件创新助手】_20140802
2013年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32
科研热词 推荐指数 烧蚀率 5 烧蚀 4 烧蚀性能 3 移动边界 2 炭/炭复合材料 2 c/c复合材料 2 限燃层 1 能量平衡原理 1 聚合物浸渍裂解法 1 等离子体 1 碳/碳复合材料 1 热解反应 1 热物理性能 1 热化学烧蚀 1 溶解-析出 1 温度场 1 氩气/氢气 1 有限元模拟 1 有限元仿真 1 数值模拟 1 抗烧蚀性能 1 复合材料 1 固体火箭发动机 1 反应熔渗 1 压缩强度 1 力学性能 1 分段装药 1 先驱体转化法 1 zro2 1 sic陶瓷 1 cf/zrc复合材料 1 c/c-zrc-sic-zrb2复合材料 1
2009年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19
科研热词 等离子烧蚀 烧蚀 紫外光固化 烧蚀行为 烧蚀机理 烧蚀性能 涂料 抗热震 抗氧化 微观组织 巯基-乙烯基硅氮烷 冲击损伤 三维针刺 zrcp/w复合材料 zrb2 tib2-cu基金属陶瓷 shpb c/sic c/c复合材料
2012年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28
科研热词 推荐指数 烧蚀性能 4 烧蚀 2 防热材料 1 防热原理 1 金属基复合材料 1 聚铝碳硅烷 1 聚合物浸渗-裂解 1 耦合模型 1 耗散防热 1 绝热材料 1 粒子侵蚀 1 疏松/致密炭化层 1 甲烷风洞 1 烧蚀模型 1 火箭发动机 1 氧-乙炔焰 1 微量al 1 固体火箭发动机 1 力学性能 1 前驱体浸渍裂解 1 体烧蚀 1 两相流 1 三元乙丙 1 epdm 1 c/sic复合材料 1 c/sic-zrb2复合材料 1 c/c材料 1 c/c-zrb2-zrc-sic复合材料 1
改性 C／C 复合材料快速制备与抗烧蚀性能考核
改性 C／C 复合材料快速制备与抗烧蚀性能考核张虹;白宏德;白书欣;叶益聪;朱利安【摘要】采用液相浸渍法结合反应熔渗法快速制备改性 C ／C 复合材料，研究其微观组织及在氧乙炔焰和高频等离子体风洞环境中的烧蚀行为。
结果表明：改性 C ／C 复合材料主要含有 HfC，ZrC，TaC 等高熔点陶瓷改性相，其密度为3．83 g ／cm3，开孔率仅为4．71％。
氧乙炔焰烧蚀360 s 后，改性 C ／C 复合材料表面形成一层主要由 HfO2，ZrO2，Ta2 O5组成的致密氧化物层，材料的线烧蚀率为0．00518 mm／s。
使用高频等离子体风洞考核改性 C ／C 复合材料球头模型，在热流量3．5 MW／m2、驻点温度2293℃的条件下考核180 s 后，模型表面生成致密光滑的氧化物保护层，与基体结合牢固，模型形状及尺寸无明显改变，去掉氧化物后测得其线烧蚀率为0．00172 mm／s。
%The modified C /C composite was quickly prepared by the approach of liquid impregnation combined with reactive melt infiltration. The microstructure was studied and the ablation behavior exposed under oxyacetylene flame and high-frequency plasma wind tunnel atmosphere was assessed.Results show that many high melting point refractory compounds such as HfC,ZrC,TaC are introduced into the modified C /C composite, the density and open porosity of which are 3.83 g/cm3 and 4.71%,respectively.A compact oxide film generates upon the modified C /C composite after oxyacetylene flame ablated 360 s,which is mainly composed of HfO2 ,ZrO2 and Ta2 O5 .The linear ablation rate of modified C /C composite is 0.005 18 mm /s.The ablation resistance of modified C /C composite bulb model is assessed by high-frequency plasma wind tunnel,the heat flux is 3.53 MW/m2 ,thestagnation temperature is 2293 ℃,and the test duration is 180s.After ablation,a dense oxide protective layer forms on the surface of the model,the shape and the dimension of the model are changed insignificantly,and the linear ablation rate is 0.001 72 mm /s after removing the oxide layer.【期刊名称】《国防科技大学学报》【年(卷),期】2016(000)001【总页数】6页(P20-25)【关键词】改性 C/C 复合材料;抗烧蚀;氧乙炔焰;高频等离子体风洞【作者】张虹;白宏德;白书欣;叶益聪;朱利安【作者单位】国防科技大学航天科学与工程学院，湖南长沙 410073;国防科技大学航天科学与工程学院，湖南长沙 410073;国防科技大学航天科学与工程学院，湖南长沙 410073;国防科技大学航天科学与工程学院，湖南长沙 410073;国防科技大学航天科学与工程学院，湖南长沙 410073【正文语种】中文【中图分类】TB35高超声速飞行器在进行长时间超高声速飞行时，由于气动加热使得飞行器的鼻锥、前缘等部位温度高达2000 ℃以上，对部件材料的抗氧化烧蚀性能和力学性能提出了苛刻要求，要求构件在高温有氧环境下能够保持完整的气动外形，不出现显著烧蚀。
等离子体喷涂ZrC涂层耐磨性能研究
等离子体喷涂ZrC涂层耐磨性能研究苏运娟;牛亚然;黄利平;郑学斌【摘要】ZrC coating was fabricated by atmospheric plasma spray(APS) and its microstructure and some basic properties were characterized. The tribological property of ZrC coating against WC-Co alloy was evaluated by sliding wear test using ball-on-disk contact configuration. Al2O3 coating was employed as comparison in the tribological evaluation. The results showed that ZrC coating was mainly composed of cubic ZrC and some content of tetragonal ZrO2.The coefficient of friction of ZrC coating is lower than Al2O3 coating within a load range of 5N to 30N and is higher than Al2O3 coating with loads of 40N,50N and 60N. The volume wear rate of ZrC coating is lower than Al2O3 coating under full range of loads. The observation of worn surface indicated that the dominant wear failure mechanism of ZrC coating was fatigue flaking off and particles pulling out under low load, while the wear failure mechanism of ZrC coating became ploughing effect under high load.%采用大气等离子体喷涂技术制备了ZrC涂层，表征了涂层的显微结构和基本性能。
等离子喷涂ZrC基涂层逐道逐层沉积残余应力模拟与实验验证
Residual Stresses of Plasma Sprayed ZrC-based Coatings during Path-by-path and Layer-by-layer Deposition: Simulation and Experimental Verification
XIE Ling-Ling1,2,3, NIU Ya-Ran2, WANG Liang2, CHEN Wen-Liang1, ZHENG Xue-Bin2, HUANG Zhen-Yi3
第 34 卷 第 7 期 2019 年 7 月
文章编号: 1000-324X(2019)07-0768-07
无机材料学报 Journal of Inorganic Materials
Vol. 34 No. 7 Jul., 2019
DOI: 10.15541/jim20180450
等离ห้องสมุดไป่ตู้喷涂 ZrC 基涂层逐道逐层沉积 残余应力模拟与实验验证
Abstract: Commercial ANSYS14.5 software was used to simulate the residual stress characteristics in the deposi-
tion process of plasma sprayed ZrC-based coatings on the surface of C/C composite substrates. The simulation combined the mechanical model of composite beam adding laminate layer, and the finite element model of accumulation of path-by-path and layer-by-layer. Effects of SiC transition layer, second phase (SiC, MoSi2) and coating thickness on residual stresses of the ZrC-based coatings were analyzed and validated by experiments. All results show that the SiC transition layer effectively relieve thermal mismatch stress between the coating and the substrate. Stress of the coating decreases gradually with the increase of coating thickness, which conforms to the stress relaxation and superposition law. There exist tensile stress in the coating, and compressive stress in the substrate. Moreover, compressive stress concentration is found at the interface edge, which is easly induced cracks formation and propagation along the interface. Therefor, our simulation method in present study could simulate actual spray process and predict residual stress of the coatings accurately.
【精品文章】ZrC(碳化锆)陶瓷的不同烧结方法对比及其应用性能分析
ZrC（碳化锆）陶瓷的不同烧结方法对比及其应用
性能分析
ZrC陶瓷材料因其具有高熔点、低密度、耐磨损。
优异的耐温性能和抗氧化烧蚀性能，能够胜任高超声速飞行器鼻锥、翼前缘以及航空冲压发动机喷管的服役环境，可以作为高超声速飞行器极端热部件的候选材料之一而受到广泛关注。
图1为ZrC等超高温陶瓷材料在高超声速飞行器中的应用部位。
表1为ZrC陶瓷材料的各物相参数。
目前，关于ZrC陶瓷材料的研究主要集中在改善ZrC陶瓷材料的烧结性能、低温抗氧化性能和提高材料的断裂韧性三个方面。
图1 ZrC等超高温陶瓷材料在高超声速飞行器中的应用
表1 ZrC陶瓷材料的各物相参数
1.ZrC陶瓷材料的烧结性能
由于ZrC陶瓷材料极高的熔点，为了使该材料实现烧结致密化，一般需要在较高的烧结温度（≥1800℃）和压力（˃20MPa）下进行，即热压烧结工艺。
同时也有学者采用无压烧结、反应热压烧结以及放电等离子体烧结技术实现ZrC陶瓷材料的致密化。
1.1 热压烧结
目前，热压烧结（Hot-pressing，HP）是ZrC基超高温陶瓷材料运用最多的烧结致密化方式。
热压烧结可以在一定压力条件作用下通过改变烧结温度而使烧结坯体致密化，也可以在一定烧结温度下通过调整外加压力而使坯体烧结致密化。
CC复合材料的氧化烧蚀与应用详解
3.3.2 固相复合技术
将抗烧蚀组元以固相颗粒的形式引入C/C复合材料中，抗烧蚀组元可能 是单质元素，如Si、Ti、Zr等也可能是碳化物ZrC、TaC和SiC,硼化物 HfB2和ZrB2，硅化物TiSi3、MoSi2等
将超高温陶瓷粉末ZrB2、TaC 、HfC粉末加入预制体中，然后通过等温化学 气相沉积(ICVI)制备出C/C-ZrB2、C/C-SiC-ZrB2、C/C-SiC-ZrB2-HfC等复 合材料。 当热流密度为3920kW/m2时，C/C-ZrB2复合材料抗烧蚀性能优于其他几种。 当热流减小时，SiC的添加有助于抗烧蚀性能的提高，HfC的加入可提高 C/C-SiC-ZrB2复合材料的抗烧蚀性能而TaC的引入则会降低抗烧蚀性能。
实验结果表明，热解炭片层结构的取向对C/C复合材料的烧蚀性能有 显著的影响。具有粗糙层结构的C/C复合材料石墨化度高，不同炭结构之 间结合好，线烧蚀率和质量烧蚀率较小，抗烧蚀性能好；此外材料的密度 也有影响。
3.3 基体改性
基体改性法是指在C/C复合材料的基体中加入抑制剂或抗烧蚀组元，
在高温下隔离炭材料表面活性点，提高氧化起始温度，还可以形成玻
战略导弹：鼻锥驻点温度达到7000K易严重烧蚀，若出现不
超音速飞行器：发动机罩进气室、机翼引擎以及鼻锥部分温
对称烧蚀易影响飞行稳定性
度一般为2000~2400℃高温；超燃冲压发动机长时间处于高温、
大热流等极端恶劣环境下
1.1 C/C复合材料的优点：
C/C复合材料具有低比重、高比强度、高比模量、低热膨胀
3.3.3 先驱体浸渍裂解转化法（PIP）
工艺基本步骤是在一定的压力和温度条件下，将炭纤维预制体放入先 驱体有机聚合物中浸渍，烘干溶剂后在一定条件下交联固化，再在一 定气氛下进行高温热处理，使先驱体成功的从有机物裂解为无机物， 进而转变为陶瓷基体，经过一定周期的反复的浸渍裂解最终获得所需 密度的复合材料。
Al1.92Cr0.08O3-SiC-ZrC耐烧蚀复合涂层微结构与烧蚀行为
彭摇 峥,摇 孙摇 威,摇 熊摇 翔,摇 陈招科,摇 王雅雷,摇 徐永龙
( 中南大学 粉末冶金国家重点实验室,湖南 长沙 410083)
摘摇 要:摇 结合低压等离子喷涂和料浆法,在 C / C鄄ZrC鄄SiC 复合材料表面制备新型多元氧化物鄄碳化物复合陶瓷涂层,并通过
掺杂过渡元素 Cr 来提升涂层整体热稳定性能。 采用 XRD 和 SEM 等手段分析复合涂层的相组成和微观结构,并研究所制复
蚀后样品表面形成了独特稳定的复合多元氧化物防护结构,其高熔点 ZrO2 骨架,Al1. 96 Cr0. 04 O3 鄄SiO2 熔融相弥合其中的连续结 构赋予了复合材料较好的抗烧蚀能力。
关键词:摇 C / C鄄ZrC鄄SiC;Al1. 92 Cr0. 08 O3 鄄SiC鄄ZrC;陶瓷涂层;烧蚀
中图分类号: 摇 TB332
( State key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)
Abstract: 摇 A novel oxide鄄carbide coating system was achieved on a C / C鄄ZrC鄄SiC composite surface by low鄄pressure plasma spra鄄 ying and a slurry method, with Cr doping to improve the thermal stability of the coating. The phase compositions and microstructure characteristics of composites were characterized by XRD, SEM and EDS. The ablation properties were tested in an oxy鄄acetylene environment at temperatures up to 2500 益 for 120 s. The results show that the C / C鄄ZrC鄄SiC substrate coated with the Al1. 92 Cr0. 08 O3 鄄SiC鄄ZrC coating exhibits a significant improvement in ablation resistance, with the mass and linear ablation rates decreased by 66% and 76% respectively. This is caused by the highly dense and stable protective structure formed during ablation. The pinning effect of the ZrO2 phase and the thermal鄄stability efficiency of Cr2 O3 provide and explanation for the reduction of the volatilization of SiO2 and Al2 O3 at high temperature. Continuous and robust multi鄄oxide scales on the surface comprised of ZrO2 grain skeletons and molten Al1. 96 Cr0. 04 O3 鄄SiO2 cause the superior anti鄄ablation property. Key words:摇 C / C鄄ZrC鄄SiC;Al1. 92 Cr0. 08 O3 鄄SiC鄄ZrC;Ceramic coating;Ablation
超高温复相陶瓷基复合材料烧蚀行为研究
超高温复相陶瓷基复合材料烧蚀行为研究
琚印超;刘小勇;王琴;张伟刚;魏玺
【期刊名称】《无机材料学报》
【年(卷),期】2022(37)1
【摘要】采用前驱体浸渍热解(PIP)工艺制备了ZrC-SiC、ZrB_(2)-ZrC-SiC和HfB_(2)-HfC-SiC复相陶瓷基复合材料,复合材料中的超高温陶瓷相均呈现出亚微米/纳米均匀弥散分布的特征,对比研究了上述材料在大气等离子和高温电弧风洞考核环境中的超高温烧蚀行为。
研究结果表明,超高温复相陶瓷基复合材料相比传统的未改性SiC基复合材料,烧蚀后复合材料表面原位生成了固液两相致密氧化膜,两相协同作用实现了抗冲蚀和抗氧化的效果,对液相SiO_(2)的流失起到了阻碍作用,提升了材料的超高温烧蚀性能。
在此基础上,提出了设计超高温复相陶瓷基复合材料应考虑的因素。
上述研究结果对陶瓷基复合材料在超高温有限寿命领域的应用具有一定的指导意义。
【总页数】7页(P86-92)
【作者】琚印超;刘小勇;王琴;张伟刚;魏玺
【作者单位】北京航空航天大学能源与动力工程学院;中国航天科工集团公司北京动力机械研究所;中国科学院过程工程研究所
【正文语种】中文
【中图分类】V435
【相关文献】
1.最小能量函数法求解碳基复合材料超高温烧蚀产物
2.超高温陶瓷基复合材料的改性和烧蚀行为
3.耐烧蚀超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究进展
4.ZrB2-SiC和Csf/ZrB2-SiC超高温陶瓷基复合材料烧蚀机理的研究
5.双连续TiB_2-Cu基发汗陶瓷复合材料抗烧蚀行为
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C／C-Z rC复合材料抗烧蚀性能研究
C／C-Z rC复合材料抗烧蚀性能研究李翠艳;畅丽媛;曹丽云;费杰;孔新刚【期刊名称】《陕西科技大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2015(000)005【摘要】本文采用微波水热技术在碳纤维预制体中原位合成ZrO2，经热梯度化学气相渗透致密化和高温石墨化处理，制备了C／C‐ZrC复合材料．利用氧乙炔焰测试C／C‐ZrC复合材料的抗烧蚀性能，研究了ZrC含量对复合材料抗烧蚀性能的影响规律；借助XRD、SEM 等测试手段分析复合材料烧蚀前后的物相及微观结构．研究结果表明：C／C复合材料内的ZrO2经碳热还原反应后转变为亚微米级ZrC颗粒，可弥散分布在基体碳中．当ZrC含量为7．33 w t％时，复合材料呈现出最低的烧蚀率，相比 C／C 复合材料，线烧蚀率和质量烧蚀率分别降低了27．1％和37．9％．当Z rC含量为8．92 w t％时，复合材料中裂纹的增加是烧蚀性能降低的主要原因．裂纹不仅提供了氧扩散通道加速碳的氧化，而且裂纹的增加降低了复合材料的导热系数，使复合材料在烧蚀过程具有较高的表面温度以加速复合材料的烧蚀．%The C/C‐ZrC composites were prepared by the following process .First ,zirconia was introduced into the carbon fiber preforms by a microwave‐hydrothermal reaction .And then , the C/C‐ZrC composites were desified by thermal gradient chemical vapor infiltration .The ablation property of the composites was performed with an oxyacetylene torch .The effect of the addition of ZrC on the ablation resistance of the composites was studied .The phase and microstructure of the composites were analyzed by XRD and SEM .Results show that the ZrO2 in the compositeswas fully converted into submicrometer ZrC by a carbothermal reduc‐tion reaction of ZrO2 with pyrocarbon .The ZrC grain is uniformly embedded in the carbon matrix .The C/C composites containing 7 .33 wt% ZrC exhibit the best ablation resistance . Compared with the C/C composites ,the linear and mass ablation rate was reduced by 27 .1%and 27 .1% respectively .The decrease in the ablation resistance of the composites is attribu‐ted to the increasing number of cra cks in the composites ,when the ZrC content is 8 .92 wt% .Oxidation is accelerated by the cracks in the composites as they enable the oxidizing agent todiffuse .Furthermore ,cracks can reduce the thermal conductivity of the composites ,which re‐sults in a n increase in ablation temperature and acceleration of ablation .【总页数】6页(P60-65)【作者】李翠艳;畅丽媛;曹丽云;费杰;孔新刚【作者单位】陕西科技大学材料科学与工程学院，陕西西安 710021;陕西科技大学材料科学与工程学院，陕西西安 710021;陕西科技大学材料科学与工程学院，陕西西安 710021;陕西科技大学材料科学与工程学院，陕西西安 710021;陕西科技大学材料科学与工程学院，陕西西安 710021【正文语种】中文【中图分类】TB332【相关文献】1.难熔金属浸渗复合材料力学性能和抗烧蚀性能研究 [J], 张保红;林冰涛;唐亮亮2.聚合物浸渍裂解法制备C/C-ZrC-SiC复合材料的氧化行为及抗烧蚀性能研究 [J], 庄磊;付前刚;李贺军;张佳平3.基体改性C／C-HfC-HfB2-SiC复合材料抗烧蚀性能研究 [J], 孟祥利;崔红;闫联生;张强;宋麦丽;朱阳4.颗粒冲蚀对注射法制备C/C-ZrC-SiC复合材料抗烧蚀性能的影响研究 [J], 刘天宇; 付前刚; 程春玉5.C/YAG复合材料的抗烧蚀性能研究 [J], 单柏荣; 马青松; 曾宽宏因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
碳碳复合材料表面烧蚀研究进展
亠星如無INDUSTRIAL HEATING・38・2021年第50卷第5期Vol. 5 0 No.5 2021DOT 10. 3969/j. issn. 1002-1639.2021.05. 010碳/碳复合材料表面烧蚀研究进展D j（西安航空职业技术学院航空材料工程学院，陕西西安710089）摘要:碳/碳复合材料作为碳基复合材料的一种，因其具有耐高温、耐高压、耐表面烧蚀及抗辐射等优越性能，在航空航天领域发挥着重要的作用（ 碳合材 环境为高温富氧条件下时， 出现表面烧蚀的 ，因 年的研究大多集中在 改善高温的.通过介绍碳/碳复合材料表面烧蚀机理，从验和模拟两方面综述了高温氧化烧 /碳复合材料的研究进，从为碳/碳复合材料的研究 提定的参考意义（关键词:碳/T合材料;表面烧蚀;研究进展中图分类号:TQ314. 248文献标志码:A文章编号：1002-1639（2021 ）05-0038-03Research Progres t ic Ablation of Carbon / Carbon CompositetANNa(XiWn Aeronautical Polytechnic Institute ，Colleae of Aeronautical Materiale Engineering ，XiWn 710089，China)Abstract : As a kind of carbon matrix composite ，carbon / carbon composite plays an important role in the fielO of aerospace because of its hightemperature resistance ，high pressure resistance ，suOace erosion resistance and radiation resistance. However ，when the environme n t of carbon / carbon composite material s is high temperature and rich oxyyen ，the suOace ablation problem appears. So in recent years ，most of the re search focuses on how / improve the high temperature and ease / oxidize. By introducing the ablation mechanism of carbon / carbon compos ite material s ，the research proxress of high temperature oxidation ablation of carbon / carbon composite material s is summarized from two as-pecW of experiment and simulationse as / provide some reference significance for the research and development of carbon composites materi-ae.Key W o /s ： carbon / carbon composite ； suOace ablation ； research provress碳基复合材料一般是指以碳纤维或者碳化硅作为 强体加 材料中 备的复合材料，而C/C 合材 合材料中的一种［1］（ 碳合材 有高强度、高模量、高韧性、隔热 多能， 天域中使用的重要材料，长期以C/C 复合材 存在 研究 ， 在富氧高温环境下其表面的 烧蚀比较严重（见图1）（研究表明，如果C/C 复合材料表面 重为1% ，其材 的强度 下 10%; 重 10% ，其材料强度急速下 50%o C/C 复合材料主要用于 （火箭部 、洲际弹、特种飞机），其服役的环境极其恶虐，在 穿 气 程中，复合材 受 的影响。
一种ZrC基耐高温抗烧蚀复合涂层及制备方法[发明专利]
![一种ZrC基耐高温抗烧蚀复合涂层及制备方法[发明专利]](https://img.taocdn.com/s3/m/c32b6714700abb68a882fb17.png)
专利名称：一种ZrC基耐高温抗烧蚀复合涂层及制备方法专利类型：发明专利
发明人：牛亚然,刘涛,李崇,赵君,石旻昊,郑学斌,丁传贤申请号：CN201810230323.8
申请日：20180320
公开号：CN110306147A
公开日：
20191008
专利内容由知识产权出版社提供
摘要：本发明提供一种ZrC基耐高温抗烧蚀复合涂层及制备方法，所述ZrC基耐高温抗烧蚀复合涂层包括ZrC‑MoSi内层、和形成在所述ZrC‑MoSi内层上的ZrC‑SiC外层；所述ZrC‑MoSi内层的组分包括ZrC主相和MoSi第二相，其中MoSi第二相的含量为5～50vol.%，优选为10～40vol.%；所述ZrC‑SiC外层的组分包括ZrC主相和SiC第二相，其中SiC第二相的含量为5～50 vol.%，优选为10～40vol.%。
申请人：中国科学院上海硅酸盐研究所
地址：200050 上海市长宁区定西路1295号
国籍：CN
代理机构：上海瀚桥专利代理事务所(普通合伙)
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熔覆电流对等离子熔覆ZrB_2-ZrC铁基复合涂层组织与性能的影响
熔覆电流对等离子熔覆ZrB_2-ZrC铁基复合涂层组织与性能
的影响
惠泷
【期刊名称】《世界有色金属》
【年(卷),期】2016(0)10S
【摘要】采用等离子熔覆技术,在Q235钢表面原位反应合成了ZrB_2-ZrC增强的铁基复合涂层,分析了等离子电流对涂层组织及性能的影响。
在100A熔覆电流下制备的涂层,显微硬度可达1017.7HV_(0.2),在100N的载荷下涂层的摩擦系数和磨损体积明显低于Q235钢基体,涂层耐磨性显著提高。
【总页数】2页(P105+107-105+107)
【关键词】等离子熔覆;ZrB_2-ZrC;复合涂层;耐磨性
【作者】惠泷
【作者单位】山东科技大学材料学院
【正文语种】中文
【中图分类】TG174.4
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而且Ｗ２Ｃ含量增加，而ＺｒＣ的衍射峰则消失，此外还
有少量Ｗ０３新相生成。ＺｒＣ在高温下并不稳定，在 ２５００—２９００℃发生蒸发和分解生成单质Ｚｒ和碳，反应
方程式如式［７ｌ：
ＺｒＣ（ｓ）＝Ｚｒ（ｇ）ｔ＋Ｃ（ｓ）
（１）
分解产生的ｚｒ将蒸发溢出，而新生成的碳则与Ｗ
迅速发生反应生成Ｗ２Ｃ，其反应方程式如式（２）：
化而被等离子电弧冲刷掉，因此熔化烧蚀是其在等离 子烧蚀条件下最主要的烧蚀机制。随ＺｒＣ。含量的增 加，复合材料热扩散率显著下降【¨，进而引起在同样 的烧蚀条件下试样表面的温度升高，即ＺｒＣ。含量越高 的复合材料，试样表面温度越容易达到材料熔点而出 现熔化烧蚀，所以ＺｒＣｄＷ复合材料的线烧蚀率随ＺｒＣ。 含量增加而升高。同时，前期的工作表明【６】，随ＺｒＣｐ
ＺｒＣ删复合材料在等离子烧蚀条件下的热震烧蚀行为
进行研究，并探索其在此条件下的烧蚀机理。
１ 实验材料和方法
所用的ＺｒＣ４Ｗ复合材料在ＡＶＳ热压烧结炉上烧 结，烧结工艺为：温度２０００℃、真空度为１．３ｘ１０一Ｐａ、 所加压力为２５ ＭＰａ，时间１２０ ｍｉｎ，升温和降温速率均
为２０＂Ｃ／ｍｉｎ。＇ＺｒＣ。用复合材料中ＺｒＣｐ含量（体积分数）
凡＝竿＝华
式中，风为材料的线烧蚀率（ｒａｍ／ｓ），ｄｌ，ｄ２分别为试 样的烧蚀前后的厚度（舢ｍ），ｔ为烧蚀时间（ｓ）。
采用日本理学电机Ｄ／ｍａｘ．ｒＢ型ｘ射线衍射仪和 ＪＳＭ－５８００扫描电子显微镜（ＳＥＭ）对烧蚀后的材料的物 相组成、显微组织和成分进行分析。
２结果和讨论
２．１ ＺｒＣ。例复合材料的烧蚀性能
３ 结论 １）ＺｒＣＰ刖复合材料的线烧蚀率随ＺｒＣ含量增加
而增大，烧蚀ｌＯ．５ ｓ时，２０％ＺｒＣＰ厢和５０％ＺｒＣＰ／Ｗ
的线烧蚀率分别为０．１７４和０．２５６ ｍｍ／ｓ。复合材料的 线烧蚀率随烧蚀时间的延长而增大。
２）复合材料的主要烧蚀机制是以熔化烧蚀为主， 兼有热化学烧蚀。
参考文献Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ
第３８卷 ２００９正
第５期 ５月
稀有金属材料与工程
ＲＡＲＥ ＭＥＴＡＬ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ ＡＮＤ ＥＮＧＩＮＥＥＲｒＮＧ
Ｖ０１．３８，Ｎｏ．５ Ｍａｙ ２００９
ＺｒＣＰ删复合材料的等离子烧蚀行为
王玉金，周 玉，宋桂明，张太全，贾德昌
（哈尔滨工业大学，黑龙江哈尔滨１５０００１）
摘要：采用等离子烧蚀装置对ＺｒＣＰ脚复合材料的烧蚀性能进行了研究。结果表明：ＺｒＣＰ／Ｗ复合材料的线烧蚀率随
生和扩展。微裂纹产生的原因有２个，一个是复合材 料在烧蚀过程中因剧烈热震而诱发产生的；另一个是 烧蚀表面的熔融产物在凝固过程中因热应力作用而开
２０．５ ｓ后的宏观形貌。可以看出，烧蚀后的试样表面
裂。从照片上的形貌分析可知，后者的可能性大一些。
图ｌ ２０ＺｒＣＰ脚复合材料烧蚀后的组织形貌及ＥＤＳ分析
２０ｚ正棚ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ：（ａ）ａｂｌａｔｉｏｎ Ｆｉｇ．１ Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓ ｔｍｄ ＥＤＳ ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ ａｂｌａｔｅｄ
·８３２·
稀有金属材料与工程
第３８卷
合材料试样表面至少在１ ｍｍ的深度范围内温度超过 了材料的熔点，导致复合材料的熔融，可见在等离子 作用下复合材料的熔化烧蚀是非常严重的。对图３ａ 中白亮组织放大发现，其为疏松多孔组织，颗粒间失 去了紧密的结合（如图３ｂ所示）。经ＥＤＳ分析表明， 这些颗粒主要是Ｗ或Ｗ２Ｃ以及少量Ｗ０３。正如前面 所述，这些组织是Ｗ之间的ＺｒＣ分解或与ｗ反应消 失后，遗留的孤立的Ｗ或Ｗ２Ｃ颗粒，这对复合材料 的耐烧蚀性是不利的。对烧蚀坑中的组织放大发现（如 图３ｃ所示），坑中的组织凹凸不平，有更小的烧蚀坑， 坑的边缘有许多显微裂纹，有的坑中还有白亮的球形 颗粒。坑中的细小多孔组织（图３ａ），经ＥＤＳ分析主 要是Ｗ０３。 ２．３ ＺｒＣ。，，ｗ复合材料的烧蚀机理
万方数据
【ｌ】Ｓｏｎｇ Ｇｕｉｍｉｎｇ（宋桂明）．Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ Ｔｈｅｒｍａｌ
ｏｆ乃∽ａｎｄ ｓｈｏｃｋ ｂｅｈａｖｉｏｒ
ＺｒＣＪＷ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ（ＴｉＣｐ／Ｗ及
ＺｒＣ删复合材料的组织性能与热震行为）【Ｄ】．Ｈａｒｂｉｎ：
Ｈａｒｂｉｎ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１ ９９９：ｌ
主要为钨的氧化物，其中还含有ｚｒ元素，由于ＺｒＣ 在高温下分解产生的ｚｒ容易蒸发，所以能谱的结果显
示Ｚｒ元素的含量很低。由于液态的氧化物与钨基体不
润湿，因而冷却后形成球状。图１ｄ显示了烧蚀表面的
微裂纹，这些微裂纹大多在相邻的烧蚀微坑的边缘萌
２．２ ＺｒＣ∥复合材料的烧蚀组织 图ｌａ为２０ＺｒＣ川复合材料试样在等离子烧蚀
ＺｒＣ含量和烧蚀时间的增加而增大。烧蚀后，在试样表面形成了烧蚀坑和熔融层，熔融层的厚度达到ｌ ｍｍ左右。在烧
蚀过程中，烧蚀层中的物相发生了化学反应，并生成了新相。复合材料的主要烧蚀机制是以熔化烧蚀为主，兼有热化 学烧蚀。
关键词：ＺｒＣＰ，Ｗ复合材料；等离子烧蚀；微观组织
中图法分类号：ＴＧ １４６
文献标识码：Ａ
损失，减小了材料抵抗气流冲刷的能力，从而增加了 材料的烧蚀率。因此，热化学烧蚀也是ＺｒＣｐ／Ｗ复合材 料在等离子烧蚀条件下的一种主要烧蚀机制。当然， 在等离子烧蚀中也可能存在氧化烧蚀，但由于试验所 用的高纯氮气含氧量非常少，所以该机ＳＵｕＯ使有，所 起作用也非常小。
叠
暑
雷
耋
２ａＯ
图２ ２０ＺｒＣＰ／Ｗ复合材料等离子烧蚀２０．５ ｓ后的ＸＲＤ 图谱
物后留下的沟槽。图１ｂ为烧蚀２０．５ ｓ后的２０ＺｒＣＰ／Ｗ
小，当烧蚀时间为２０．５ ｓ时，随ＺｒＣ含量的增加，复 复合材料的微观组织形貌。可以看出，对烧蚀表面进
合材料的线烧蚀率上升较小，２０％ＺｒＣｐ／Ｗ复合材料在 行更微观的扫描电镜观察发现，烧蚀后的试样表面极
烧蚀２０．５ ｓ时的线烧蚀率为０．２５ｌ删ｎ／ｓ，而 其凸凹不平，布满了微小的烧蚀坑和烧蚀产物。经能
Ｆｉｇ．２ ＸＲＤ ｐａｔｔｅｍ ｆｏｒ ２０ＺｒＣｐ／Ｗ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｐｌａｓｍａ ａｂｌａｔｅｄ
ｆｏｒ２０．５ ｓ
图３ ２０ＺｒＣｐ／Ｗ复合材料烧蚀表面的截面组织形貌 Ｆｉｇ．３ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ａｓｐｅｃｔ ｏｆ ｔｈｅ ａｂｌａｔｉｏｎ ｓｕｒｆａｃｅ ｏｆ ２０ＺｒＣｐＡＶ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ，ｓｈｏｗｉｎｇ ａｌｏｏｓｅ ａｂｌａｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ：（ａ）ｍａｃｒｏｓｃｏｐｉｃａｌ
‘
２Ｗ＋Ｃ＝Ｗ２Ｃ
（２）
由于等离子电弧的温度高达５０００℃，虽然到达
试样表面后有所下降，但仍高于复合材料的熔点，所
以在烧蚀过程中，复合材料中的组成相Ｗ、ＺｒＣ、
万方数据
Ｗ２Ｃ都将熔化，并且发生上述化学反应，ＺｒＣ分解、 反应而消失，Ｗ与Ｃ发生反应，导致含量减少，而 Ｗ２Ｃ的含量则增加。而Ｗ０３相则可能是在等离子弧 熄灭后，空气中的氧气与尚处于高温的Ｗ基体反应 所致。
ｄｅｌｖｅ，（ｂ）ｗ，ＺｒＣ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ ｍｉｘｅｄ ｏｘｉｄｅｓ，（ｃ）ＥＤＳ
ｒｅｓｕｌｔ ｏｆ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ，ａｎｄ（ｄ）ｍｉｃｒｏｃｒａｃｋ
图２为２０％ＺｒＣＰ肿复合材料试样烧蚀后表面组织
的ＸＲＤ图谱。可以发现，材料在烧蚀后物相组成发
生了明显变化，原始组织中的Ｗ和Ｗ２Ｃ仍然存在，
由于等离子电弧的温度高达５０００℃，而Ｗ和ＺｒＣ 的熔点分别为３４１０和３５３５℃，很容易受热熔化，在表 面形成液膜。受气动剪力的作用，液膜容易被吹走和 产生飞溅，从而导致复合材料的严重烧蚀，因此熔化 烧蚀是ＺｒＣＰ／Ｗ复合材料的主要烧蚀机制。此外，由于 在高温下，ＺｒＣ容易蒸发和分解，以及与Ｗ发生化学反 应，生成低熔点的Ｗ２Ｃ（２７５５℃【７】），这加速了材料的
【３】Ｄｉｃｋｅｒｓｏｎ Ｍ Ｂ，Ｗｕｒｍ Ｐ Ｊ，Ｓｃｈｏｆｆ Ｊ Ｒ ｅｔ ａ１．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ［Ｊ］，２００４，３９：６００５
文章编号：１００２．１８５Ｘ（２００９）０５．０８３０．０４
ＺｒＣ口／Ｗ复合材料是一种新型超高温航天防热材料， 其具有良好的室温力学性能、高温力学性能、热物理性 能，以及良好的抗热震性和耐烧蚀性能，可应用于火箭 发动机喷管、喉衬、燃气舵、鼻锥等多种航天防热部件 上，并日益引起人们的关注【卜４】。耐烧蚀性能是航天防热 材料应用的重要性能指标之一，它直接关系到航天器件 工作的稳定可靠性，因此对材料烧蚀性能的研究具有重 要意义。对材料烧蚀性能的最真实的评价方式是发动机 试车，但费用昂贵。所以，人们往往在地面模拟烧蚀试 验初步评价材料的耐烧蚀性能，目前主要有氧乙炔焰、 等离子体弧和电弧风洞等试验方法。前期对ｚｒｃｄｗ复 合材料的氧乙炔焰烧蚀试验结果ｐ】表明，材料具有良好 的抗热震性和耐烧蚀性能，是一种很好的航天防热材 料，为了进一步评价该材料的烧蚀性能，本研究对
５０％ＺｒＣｐ／Ｗ复合材料的为０．２７３删耐ｓ。
谱分析（图ｌｅ）表明，烧蚀产物主要是Ｗ、ＺｒＣＷ２Ｃ 的熔化物，以及它们的混合氧化物。光滑的球形颗粒
表１ ＺｒＣｐ例复合材料烧蚀不同时间的线烧蚀率
Ｔａｂｌｅ １ Ｌｉｎｅａｒ ａｂｌａｔｉｏｎ ｒａｔｅ ｏｆ ＺｒＣ丹ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ（ｍｍ／ｓ）
收稿日期：２００８．０５．０３ 基金项目：国家自然科学基金资助（５０５０２０１２） 作者简介：王玉金，男，１９７４年生，博士，副教授，哈尔滨工业大学特种陶瓷研究所，黑龙江哈尔滨１５０００１，电话：０４５１．８６４０２０４０