李軍，楊鑫，黃啟忠，劉紅衛(wèi)，蘇哲安，李帥鵬

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C/C基體密度對C/C-SiC-ZrC復合材料性能的影響

李軍，楊鑫，黃啟忠，劉紅衛(wèi)，蘇哲安，李帥鵬

(中南大學粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083)

分別以密度為1.26 g/cm3和1.46 g/cm3的C/C復合材料作為基體材料，用有機硅和乙酸鋯作為先驅(qū)體，采用先驅(qū)體浸漬裂解法(precursor infiltration pyrolysis, PIP)制備C/C-SiC-ZrC復合材料，利用X射線衍射儀(XRD)、掃描電鏡(SEM)和能譜分析(EDS)等檢測手段分析該復合材料的成分和微觀結(jié)構(gòu)，研究C/C基體密度對材料抗壓強度、線膨脹系數(shù)以及抗燒蝕性能的影響。結(jié)果表明，C/C基體密度為1.46 g/cm3時C/C-SiC-ZrC復合材料的抗壓強度較高(146.36 MPa)、線膨脹系數(shù)較小。C/C基體密度為1.26 g/cm3的C/C-SiC-ZrC復合材料具有更優(yōu)的抗燒蝕性能，經(jīng)過30 s燒蝕后，其質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率分別為?2.9×10?4g/s和1.7×10?3 mm/s，這主要是因為C/C基體密度較低時，材料中的陶瓷含量更高，當燒蝕發(fā)生時，能更快地在材料表面形成SiO2-ZrO2氧化物薄膜，從而減緩材料內(nèi)部基體的進一步燒蝕。

C/C-SiC-ZrC復合材料；線膨脹；燒蝕；抗壓強度；先驅(qū)體浸漬裂解法(PIP)；微觀結(jié)構(gòu)；基體密度

隨著超高速飛行器的發(fā)展，應用于飛行器的鼻錐、機翼前緣、發(fā)動機噴管等的材料要求能在2000 ℃以上的有氧環(huán)境下工作[1?2]。炭/炭(C/C)復合材料具有輕質(zhì)、高強、抗熱震性能好、化學穩(wěn)定以及良好的耐燒蝕性能等優(yōu)點，特別是在高溫下其力學性能不降反升，是一種極具應用潛力的超高溫材料。但在450 ℃以上的有氧環(huán)境中C/C復合材料易發(fā)生氧化而失效[3]。研究表明，在C/C復合材料中添加超高溫陶瓷(ultra hightemperature ceramics, UHTCs)可提高其超高溫抗氧化性能和耐燒蝕性能[4?6]。其中，SiC-ZrC復合陶瓷氧化后形成具有高熔點的ZrO2(2770 ℃)和SiO2(1723 ℃)及Zr-Si-O三元相覆蓋在材料表面，降低氧化性氣氛和熱流量向基體擴散的速度，并降低高速高壓氣流對材料的沖刷[7?8]。近年來已開發(fā)出多種將SiC-ZrC復合陶瓷引入C/C基體的技術(shù)，如楊星等[9]采用先驅(qū)體轉(zhuǎn)化法將聚碳硅烷和有機鋯聚合物組成的混合前驅(qū)體引入C/C基體中，然后高溫裂解得到C/C-SiC-ZrC復合材料，并研究了陶瓷先驅(qū)體的配比對材料抗燒蝕性能的影響；LI等[10]結(jié)合漿料浸漬和氣相硅滲透制備了C/C-SiC-ZrC復合材料；YANG等[11]采用反應熔體熔滲法制備C/C-SiC-ZrC復合材料，并對其微觀結(jié)構(gòu)及機械性能進行了研究。同時，關(guān)于陶瓷組元、陶瓷含量、熱處理溫度、燒蝕溫度、燒蝕時間等對炭纖維增強超高溫陶瓷基復合材料(Cf/UHTCs)相關(guān)性能的影響也有較多報道[7, 12?15]。但關(guān)于C/C基體材料的密度對Cf/C-UHTCs復合材料性能影響的研究相對較少，而C/C基體材料的密度決定該復合材料孔隙的大小、數(shù)量及孔隙的分布情況，從而對C/C復合材料中陶瓷的添加量及陶瓷的分布產(chǎn)生重要影響。陶瓷的含量和分布又顯著影響C/C復合材料的力學性能、線膨脹系數(shù)和抗燒蝕能力。因此本研究采用有機SiC先驅(qū)體和無機ZrC先驅(qū)體，通過先驅(qū)體浸漬裂解法(precursor infiltration pyrolysis, PIP)制備C/C-SiC-ZrC復合材料，分析材料的組成及微觀結(jié)構(gòu)，研究C/C基體密度對復合材料壓縮性能、熱膨脹系數(shù)及抗燒蝕性能的影響，以期為實際應用中C/C復合材料密度的選取提供一定的參考。

1 實驗

1.1 材料制備

采用宜興天鳥高新技術(shù)有限公司生產(chǎn)的三維炭纖維編織體為預制體，密度為0.8 g/cm3；乙酸鋯(上海阿拉丁生化科技股份有限公司，C8H12O8Zr)作為ZrC的先驅(qū)體；SiC通過有機SiC先驅(qū)體的高溫裂解而獲 得[16]。

首先以丙烯為碳源，氮氣為載氣，采用化學氣相滲透(chemical vapor infiltration, CVI)技術(shù)將炭纖維編織體增密，得到密度分別為1.26 g/cm3和1.46 g/cm3的C/C復合材料。然后采用先驅(qū)體浸漬–裂解法(precursor infiltration pyrolysis, PIP)制備C/C-SiC-ZrC復合材料，具體過程為：首先將有機SiC和乙酸鋯在真空浸漬灌中通過毛細管力的作用浸入C/C基體材料中，烘干，再在1500~1700 ℃流動氬氣環(huán)境下進行高溫裂解處理，保溫1 h。經(jīng)過循環(huán)浸漬–裂解處理，最終獲得密度大于1.95 g/cm3的C/C-SiC-ZrC復合材料。在高溫處理過程中，乙酸鋯先轉(zhuǎn)變成ZrO2，然后通過式(1)所示的碳熱還原反應生成ZrC陶瓷。

ZrO2()+3C()=ZrC()+2CO() (1)

將以密度分別為1.26 g/cm3和1.46 g/cm3的C/C復合材料作為基體材料制備的2種C/C-SiC-ZrC復合材料，命名為CSZ-1.26和CSZ-1.46。

1.2 性能測試

利用美國Instron 3369電子萬能材料力學試驗機測定C/C-SiC-ZrC復合材料的抗壓強度，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，下壓速度為2 mm/min，取4個試樣的平均值。用德國產(chǎn)NETZSCH DIL 402 C自動熱膨脹儀測定材料的熱膨脹系數(shù)，所測試樣為直徑5 mm、長度25 mm的圓柱體，測試環(huán)境氣氛為流動氬氣，升溫速率為5 ℃/min，樣品校正材料為Al2O3,測試溫度為室溫至1000 ℃。

采用等離子燒蝕槍(Multiplaz 3500)測試C/C-SiC- ZrC復合材料的抗燒蝕性能，所測圓柱形試樣的直徑為30 mm、長度10 mm，燒蝕槍電壓和電流分別為160(±1) V和6 A，槍尖直徑為2 mm，燒蝕過程中槍尖距材料表面的垂直距離為10 mm，燒蝕時間30 s，材料表面燒蝕中心溫度超過2300 ℃[17]。質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率分別按式(2)和(3)計算，其結(jié)果均為3個測試試樣的平均值。

式中：m為質(zhì)量燒蝕率，g/s；0和t分別為燒蝕前和燒蝕后試樣的質(zhì)量，g；為燒蝕時間，s；l為線燒蝕率，mm/s；0和t分別為燒蝕前和燒蝕后試樣的燒蝕中心區(qū)厚度。

采用排水法測定復合材料的密度。用Rigaku Dmax/2550VB+18KW型X線衍射儀分析材料的物相組成，測試條件參數(shù)為：Cu靶Kα1單色光輻射，管電壓為40 kV，管電流為200 mA，掃描范圍為10°~80°，步寬0.02°，掃描速度為0.075 (°)/s。用Nova Nano230型掃描電鏡觀察復合材料的截面微觀結(jié)構(gòu)、壓縮斷口形貌、燒蝕前后的材料表面形貌并進行EDS能譜分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

圖1所示為C/C-SiC-ZrC復合材料的XRD譜。由圖可知，有機SiC和乙酸鋯經(jīng)過高溫處理后分別轉(zhuǎn)變成SiC和ZrC，以密度分別為1.26 g/cm3和1.46 g/cm3的C/C基體材料制備的2種C/C-SiC-ZrC復合材料均由C，SiC和ZrC三種物相組成，沒有其它物質(zhì)的衍射峰。其中，SiC的衍射強峰約位于35.58°，41.30°，59.90°，71.68°和75.38°處；約在33.00°，38.28°，55.28°，65.90°處和69.26°處有ZrC的強衍射峰。此外，從圖中看出C的衍射峰非常弱，這可能是因為乙酸鋯先高溫裂解生成ZrO2，然后ZrO2與C反應消耗了部分C所致。

圖2所示為C/C-SiC-ZrC復合材料截面的SEM形貌。其中，圖2(b)和(d)右上角的插圖為復合材料中陶瓷顆粒的形貌。由圖2(a)和(c)所示低倍率照片可看出，CSZ-1.46和CSZ-1.26材料均較密實，無明顯孔洞，陶瓷顆粒分布較均勻(圖中白色為陶瓷相，灰黑色為熱解炭和炭纖維)，但不可避免在C/C預制體的大孔處由于空間大，浸漬時先驅(qū)體更容易流入而聚集更多的陶瓷。對比圖2(b)和(d)發(fā)現(xiàn)，CSZ-1.46復合材料的纖維束間的孔隙被大量熱解炭和陶瓷相填充，剩余孔隙不明顯，而CSZ-1.26中可觀察到一定的孔隙，這主要是因為CSZ-1.46中熱解炭含量較高，其纖維束間的孔隙相對較少，而陶瓷先驅(qū)體的粘度低、流動性能好，在浸漬過程中能進入纖維束間的小孔，并在裂解后填充該孔隙。此外，從圖2(b)和(d)還發(fā)現(xiàn)部分纖維束與熱解炭間存在少量裂紋，這主要是因為炭纖維與熱解炭的熱膨脹系數(shù)不同而產(chǎn)生的[18]。由圖2(b)和(d)右上角插圖可見，CSZ-1.46和CSZ-1.26中陶瓷顆粒均較小，為亞微米級，部分顆粒發(fā)生團聚，且CSZ-1.26材料中的陶瓷顆粒比CSZ-1.46中的略粗，這可能是因為CSZ-1.26復合材料中陶瓷含量更高，陶瓷聚集區(qū)的陶瓷顆粒更容易產(chǎn)生團聚。

圖1 不同密度基體制備的C/C-SiC-ZrC復合材料的XRD譜

圖2 不同密度基體制備的C/C-SiC-ZrC復合材料的微觀結(jié)構(gòu)

2.2 力學性能

表1所列為C/C-SiC-ZrC復合材料的抗壓強度以及質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率。由表1可知，CSZ-1.26和CSZ-1.46材料的平均抗壓強度分別為97.77 MPa和146.36 MPa。對比圖2(b)和(d)中纖維的形貌可知，CSZ-1.26材料由于陶瓷含量較高，在先驅(qū)體高溫裂解生成SiC和ZrC陶瓷的過程中，陶瓷與部分炭纖維反應，對炭纖維造成一定的損傷，同時CSZ-1.26內(nèi)部纖維束間殘留的孔隙更多，且陶瓷相與纖維的界面結(jié)合力更強，進而影響其力學性能，所以該材料的抗壓強度較低。

圖3所示為不同密度基體制備的C/C-SiC- ZrC復合材料的壓縮載荷–位移曲線。從圖3發(fā)現(xiàn)，CSZ-1.46和CSZ-1.26均表現(xiàn)出一定的假塑性斷裂特征，但二者的載荷–位移曲線存在一定的差別，即CSZ-1.46材料在類彈性變形達到最大值后，先有一段較平緩的波動性變形(類似于金屬材料塑性變形時的屈服階段)，然后繼續(xù)增大，直到斷裂；而CSZ-1.26未出現(xiàn)平緩過程，而是一直增大，直到斷裂。此外，由圖3(a)和(b)可知，在斷裂過程中CSZ-1.46的最大位移高于CSZ-1.26的最大位移，這表明C/C基體密度較高時，C/C-SiC-ZrC復合材料具有更好的韌性。

圖4所示為CSZ-1.46 和CSZ-1.26材料的壓縮斷口形貌。由圖4(a)可知，CSZ-1.46的斷口存在許多方向不斷變化的裂紋和纖維拔出，而CSZ-1.26的斷口則相對較平整(圖4(c))，裂紋和纖維拔出都較少。當材料受壓時，纖維拔出和裂紋擴展時方向不斷改變都能吸收大量能量，從而增強材料的韌性。進一步觀察CSZ- 1.46 和CSZ-1.26材料中的纖維拔出形貌(見圖4(b)和(d))可知，CSZ-1.46的纖維拔出長度較長，纖維表面較光滑，無陶瓷相或熱解炭粘附在上面，說明炭纖維與基體炭結(jié)合較弱；而CSZ-1.26的纖維拔出長度較短，且纖維表面粘附大量陶瓷相，這表明纖維與基體炭的結(jié)合力較強，但圖4(d)中斷面較粗糙，呈現(xiàn)出一定的韌性斷裂特性。陶瓷相的引入增強了炭纖維與炭基體間的界面結(jié)合力，對于陶瓷相較多的CSZ-1.26材料，當應力傳到陶瓷相時，由于陶瓷相的界面強化作用較大，應力在界面處得不到松馳，使得裂紋直接穿過纖維層向前傳播；而陶瓷相較少的CSZ-1.46材料，纖維與基體的界面結(jié)合力較小，材料的強度主要依靠纖維本身的強度，通過纖維拔出起到緩解裂紋尖端應力集中的作用，同時還吸收大量能量，從而大大提高材料的斷裂韌性[19]。

表1 C/C-SiC-ZrC復合材料的抗壓強度和抗燒蝕性能

圖3 不同基體密度的C/C-SiC-ZrC復合材料的載荷?位移曲線

圖4 不同基體密度的C/C-SiC-ZrC復合材料壓縮斷口形貌

2.3 線膨脹系數(shù)

材料的抗熱震能力、受熱后的熱應力分布以及大小都與材料的線膨脹系數(shù)密切相關(guān)。線膨脹系數(shù)越小，材料在高溫下的尺寸穩(wěn)定性越高，相應連接部位的熱應力越小，因而可靠性越高。圖5所示為C/C-SiC-ZrC復合材料的線膨脹系數(shù)隨溫度的變化關(guān)系。由圖可知，CSZ-1.46和CSZ-1.26在1000 ℃以下的線膨脹系數(shù)均較小(≤2×10?6K?1)，C/C基體密度較高的CSZ-1.46材料，其線膨脹系數(shù)更小。隨溫度升高，CSZ-1.26的線膨脹系數(shù)先快速增加，然后緩慢增加，而CSZ-1.46復合材料的線膨脹系數(shù)則在初始時出現(xiàn)降低，然后快速增大，然后較緩慢地增加。CSZ-1.26和CSZ-1.46的線膨脹系數(shù)隨溫度的變化規(guī)律存在一定的差異，主要與其基體材料的組成與含量有關(guān)。對于 C/C-SiC- ZrC 復合材料，由于炭纖維在 400 ℃以下較穩(wěn)定，因此在較低溫度下材料的熱變形特性主要取決于基體的熱物理特性。從理論上來說，由于材料未經(jīng)過超高溫石墨化處理，其中所形成的石墨微晶較小，排列相互交錯，形成大量位錯和點缺陷，因此隨溫度升高，可能有些微小晶粒由于熱運動而重排，部分缺陷或位錯吸收熱能；除此之外，材料中的孔隙能吸收一定量的膨脹量，從而在溫度升高的初始階段，材料的線膨脹系數(shù)呈現(xiàn)下降趨勢[20]。但CSZ-1.26復合材料由于陶瓷含量較高，而SiC-ZrC陶瓷的線膨脹系數(shù)比C/C復合材料高得多，隨溫度升高，陶瓷的膨脹量抵消了基體材料線膨脹系數(shù)減小的部分，因此，CSZ-1.26的線膨脹系數(shù)未出現(xiàn)下降的情況。隨溫度進一步升高，缺陷或位錯等不再發(fā)生位移或產(chǎn)生重排，同時缺陷對膨脹量的吸收作用弱化，且在加熱過程中由聲子對缺陷的散射引起的自由程增加，導致聲子平均自由程增加，從而使材料的比熱容不斷增加，呈現(xiàn)出線膨脹系數(shù)不斷上升的趨勢。根據(jù)格律乃森公式[21]可知，當溫度較高時，材料的線膨脹系數(shù)趨于常數(shù)，因此在最后階段材料的線膨脹系數(shù)趨于穩(wěn)定。

圖5 C/C-SiC-ZrC復合材料的線膨脹系數(shù)隨溫度的變化

2.4 抗燒蝕性能

從表1可看出，CSZ-1.46和CSZ-1.26材料都具有良好的短時超高溫耐燒蝕性能，燒蝕后質(zhì)量有所增加。這主要是因為在燒蝕過程中，陶瓷相SiC-ZrC氧化成SiO2-ZrO2是質(zhì)量增加的過程，質(zhì)量增加量超過了炭基體和炭纖維氧化而導致的質(zhì)量損失量。另外， CSZ-1.26比CSZ-1.46具有更好的抗燒蝕性能，這主要是由其陶瓷含量較高所致。燒蝕30 s后，CSZ-1.26的質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率分別為?2.9×10?4 g/s和1.7×10?3 mm/s，而CSZ-1.46的質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率分別為?1.9×10?4 g/s和3.27×10?3 mm/s。

圖6所示為CSZ-1.46 和CSZ-1.26材料燒蝕前后的宏觀形貌。從圖中可看出，燒蝕前材料表面平整、無凹坑(圖6(a)和6(c))，燒蝕后中心區(qū)覆蓋一層白色物質(zhì)，在CSZ-1.46的燒蝕中心區(qū)觀察到一個非常淺的小凹坑(圖6(b))，而CSZ-1.26的表面看不出明顯的燒蝕凹坑(圖6(d))。這進一步說明CSZ-1.26具有更優(yōu)異的耐燒蝕性能。

圖6 不同基體密度的C/C-SiC-ZrC復合材料燒蝕前后的宏觀燒蝕形貌

圖7所示為CSZ-1.46燒蝕30 s后的微觀形貌及EDS能譜圖。從圖7(a)可看出，燒蝕中心區(qū)出現(xiàn)一個很小的燒蝕凹坑，其表面覆蓋著大量顆粒狀及玻璃態(tài)物質(zhì)，結(jié)合圖7(e)和 (f)以及圖1分析得知，該顆粒狀和玻璃態(tài)物質(zhì)均由C，Si，Zr，O等4種元素組成，其中顆粒狀物質(zhì)結(jié)合在一起形成氧化膜，主要由SiO2和ZrO2(二者物質(zhì)的量比約為1:2)以及少量SiC-ZrC組成(見圖7(e))，而玻璃態(tài)物質(zhì)中則含更多的SiO2(SiO2和ZrO2的物質(zhì)的量比約為2:1如圖7(f)所示)。這些顆粒狀和玻璃態(tài)氧化物組成的防護膜能降低氧化性氣氛和熱流向基體內(nèi)部擴散的速率，且能降低高速氣流對材料的沖刷和剝蝕，從而提高材料的超高溫耐燒蝕性能。圖7(b)是7(a)中燒蝕凹坑內(nèi)部白色方框中的氧化物保護膜的放大圖，從圖中可見該保護膜上有大量的孔洞，主要是由于燒蝕過程中C，SiC和ZrC氧化生成的氣態(tài)物質(zhì)(CO，CO2和SiO等)揮發(fā)時突破連續(xù)氧化物防護膜而留下的一系列孔隙。從圖7(c)可看出，燒蝕中心區(qū)部分炭纖維被氧化，且形成裂紋，該裂紋成為氧化性物質(zhì)向基體內(nèi)部擴散的通道，不利于材料抗燒蝕性能的提高；此外，通過圖7(c)右上角的放大圖可知，當氧化性氣氛擴散到基體內(nèi)部時，炭纖維優(yōu)先氧化而留下纖維外部的熱解炭和陶瓷，形成空心狀結(jié)構(gòu)，這也導致材料的綜合性能降低。圖7(d)是CSZ-1.46復合材料燒蝕中心區(qū)顆粒狀(右上角圖)和玻璃態(tài)物質(zhì)(左下角圖)相結(jié)合的形貌放大圖，從圖中可知，顆粒狀氧化物組成的氧化膜雖存在一定的小孔，但顆粒間結(jié)合較緊密，而玻璃態(tài)氧化物則因具有流動性，其所覆蓋的區(qū)域幾乎是致密的。顆粒狀和玻璃態(tài)氧化物相結(jié)合，可適當提高SiO2-ZrO2熔融氧化物的粘度，既可封填材料表面的裂紋和孔隙，有效降低氧化性氣氛向材料內(nèi)部擴散的速率，對材料基體形成較好的保護，又能提高其耐剝蝕性能，從而提高材料的抗燒蝕性能[22]。

圖7 CSZ-1.46材料燒蝕30 s后的微觀形貌及EDS能譜分析結(jié)果

圖8所示為CSZ-1.26材料燒蝕30 s后的微觀形貌及EDS能譜圖。對比圖8(a)和圖7(a)可知，CSZ-1.26復合材料表面的燒蝕程度比CSZ-1.46明顯減輕，材料表面只出現(xiàn)一個更淺更小的燒蝕凹坑，且表面覆蓋更多的防護薄膜。這主要是由于CSZ-1.26的陶瓷含量更高，因此在燒蝕過程中能更快地在材料表面形成陶瓷氧化物薄膜對材料進行防護，從而減輕C/C基體的燒蝕損耗。同樣根據(jù)EDS能譜(圖8(e)和(f))與圖1可知，該防護薄膜也是由SiO2-ZrO2二元氧化物以及少量SiC-ZrC陶瓷組成。圖8(b)為圖8(a)中白色方框內(nèi)的放大形貌圖，可見CSZ-1.26中同樣存在如圖7(b)所示的多孔氧化物薄膜，但孔隙數(shù)量比CSZ-1.46要少，這也進一步表明C/C基體被氧化的量減少，材料的抗燒蝕性能提高。另外，在CSZ-1.26的燒蝕中心區(qū)未出現(xiàn)明顯的燒蝕裂紋，而是在被氧化燒蝕的炭纖維表面形成熔融態(tài)的氧化物薄膜(見圖8(c))，這主要歸因于燒蝕過程中熔融態(tài)的SiO2-ZrO2二元氧化物能封填材料表面的微裂紋、微孔等活性點，從而更有效地保護基體不被燒蝕或減緩燒蝕。圖8(d)所示是CSZ-1.26復合材料燒蝕中心區(qū)的顆粒狀和玻璃態(tài)氧化物防護膜的形貌，圖8(d)右上角為顆粒狀和玻璃態(tài)物質(zhì)交匯處的放大形貌。由圖可見，顆粒狀和玻璃態(tài)氧化物間并非完全分開的獨立存在，而是兩者相互交融地結(jié)合在一起，顆粒狀氧化物為玻璃態(tài)氧化物提供釘扎作用，增強氧化物薄膜的抗剝蝕性能，而玻璃態(tài)氧化物填補顆粒狀氧化物層的孔隙，增強氧化物薄膜的致密性，從而減少氧化性氣氛和熱流的擴散通道，增強材料的抗燒蝕 能力。

圖8 CSZ-1.26燒蝕30 s后的微觀形貌及EDS能譜分析

C/C-SiC-ZrC復合材料的燒蝕過程包含一系列復雜的熱化學、熱物理及機械剝蝕過程[23]。當開始燒蝕時，材料表面快速升溫，氧化性氣氛立刻與SiC，ZrC，炭基體以及裸露在外的炭纖維反應生成SiO2，SiO，ZrO2，CO2和CO等氧化物[24]，此時SiO2-ZrO2具有高熔點而留在材料表面，并快速地形成防護膜，由于CSZ-1.26中含有更多的陶瓷相，因此能更快速地在燒蝕表面形成更厚、更連續(xù)的氧化物薄膜，在面對高速、高壓熱流沖刷時，具有更強的耐剝蝕能力和更強的阻礙氧化性氣氛和熱流穿透的能力。另外，由于在材料被氧化的過程中，生成的SiO，CO和CO2等氣態(tài)物質(zhì)從材料內(nèi)部排出時會破壞材料表面氧化物薄膜的完整性，從而為材料的進一步燒蝕提供通道，而CSZ-1.46氧化物防護層形成相對較慢，且有更多的炭基體和炭纖維參與反應，因此在燒蝕結(jié)束后形成明顯的燒蝕凹坑。

3 結(jié)論

1) 采用PIP法制備的C/C-SiC-ZrC復合材料在壓縮時呈現(xiàn)出假塑性斷裂特性。其中，基體密度為1.46 g/ cm3的復合材料具有更高的抗壓強度，其抗壓強度為146.36 MPa，基體密度為1.26 g/cm3的復合材料的抗壓強度只有97.77 MPa。

2) 1000 ℃以下溫度下，用2種不同密度基體制備的C/C-SiC-ZrC復合材料的線膨脹系數(shù)均小于2×10?6K?1?；w密度較高的材料，其線膨脹系數(shù)較小。

3) 經(jīng)過30 s的高溫等離子焰燒蝕后，基體密度為1.26 g/cm3的C/C-SiC-ZrC復合材料，其質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率分別為?2.9×10?4 g/s和1.7×10?3 mm/s，而基體密度為1.46 g/cm3的復合材料，其質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率則有所增加，分別為?1.9×10?4 g/s和3.27× 10?3 mm/s。

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天然氣中重組分的大量存在對于脫硫系統(tǒng)和產(chǎn)品氣的影響十分顯著[1-2]，不僅會加重原料氣分離器的生產(chǎn)負荷[3-4]，同時還會在脫硫塔內(nèi)頻繁析出，導致塔盤堵塞，并造成脫硫溶液出現(xiàn)大規(guī)模發(fā)泡和攔液現(xiàn)象[5-6]，顯著增加了吸收劑的損失，嚴重影響了凈化裝置的脫硫，并導致產(chǎn)品氣氣質(zhì)不合格等諸多問題[7-8]。

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(編輯 湯金芝)

Effect of C/C density on the properties of C/C-SiC-ZrC composites

LI Jun, YANG Xin, HUANG Qizhong, LIU Hongwei, SU Zhean, LI Shuaipeng

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

C/C-SiC-ZrC composites were fabricated by precursor infiltration pyrolysis (PIP) using C/C composites with the densities of 1.26 g/cm3and 1.46 g/cm3, respectively, as the matrix materials, and organic silicon and zirconium acetate as the precursors. The composition and morphology of the composites were characterized by X-ray diffraction meter (XRD), scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive spectrometer (EDS). The effect of C/C density on compression strength, coefficient of linear expansion and ablation resistance were investigated. The results showed that the C/C-SiC-ZrC composites with C/C density of 1.46 g/cm3had the superior compression strength and lower coefficient of linear expansion. After ablation for 30 s, the C/C-SiC-ZrC composite with C/C density of 1.26 g/cm3showed the better ablation resistance. Its mass and linear ablation rates were ?2.9×10?4 g/s and 1.7×10?3 mm/s, respectively. This was mainly because the content of ceramic is higher in C/C-SiC-ZrC composites when the density of C/C was lower. As a result, the SiO2-ZrO2oxides film were formed on the surface of the composites more quickly when the ablation occurred. Then it could retard the further ablation of the substrate.

C/C-SiC-ZrC composites; linear expansion; ablation; compression strength; precursor infiltration pyrolysis (PIP); microstructure; matrix density

TB332

A

1673?0224(2016)06?907?10

國家自然科學基金資助項目(51304249)；湖南省自然科學基金資助項目(14JJ3023)；湖南省戰(zhàn)略性新興產(chǎn)業(yè)重大科技攻關(guān)項目(2014GK1017)；中南大學粉末冶金國家重點實驗室資助項目

2015?12?20；

2016?03?16

劉紅衛(wèi)，高級工程師，博士。電話：0731-88879422；E-mail: hwliu6605@sina.com