黃杰，陳招科，熊翔，孫威，王雅雷，王馨爽

NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能

黃杰，陳招科，熊翔，孫威，王雅雷，王馨爽

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

采用熔滲法對C/C多孔坯體進(jìn)行預(yù)熔滲Ti處理，再用NiAl對預(yù)熔滲Ti后的C/C多孔坯體進(jìn)行金屬基體改性，制備出NiAl/TiC金屬陶瓷改性C/C復(fù)合材料，并初步探討C/C復(fù)合材料中NiAl/TiC金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理及其對改善復(fù)合材料力學(xué)性能的作用機(jī)理。研究結(jié)果表明：預(yù)熔滲Ti后, Ti與基體炭反應(yīng)生成TiC。由于NiAl與TiC潤濕性好，生成的TiC可有效改善NiAl在C/C多孔坯體中的熔滲深度。NiAl在C/C多孔坯體中的熔滲深度為3~5 mm，同時，NiAl金屬相與TiC陶瓷相在材料中呈鑲嵌結(jié)構(gòu)復(fù)合生長且分布無規(guī)則。經(jīng)NiAl/TiC金屬陶瓷熔滲后，復(fù)合材料的密度達(dá)到2.39 g/cm3，開孔率為13.44%，抗壓強(qiáng)度為85.3 MPa，抗彎強(qiáng)度為67.2 MPa。關(guān)鍵詞：C/C復(fù)合材料；鎳鋁；基體改性；熔滲法；TiC

C/C復(fù)合材料具有比強(qiáng)度高、比模量高、抗燒蝕性能和抗熱震性能優(yōu)異等特點(diǎn)，可用于2 000 ℃以上的高溫環(huán)境；尤其是其高溫力學(xué)性能不降反升的獨(dú)特性質(zhì)，使其在航空航天和軍事等領(lǐng)域均具有廣泛的應(yīng)用前景[1?3]。然而，C/C復(fù)合材料在超過370 ℃的氧化氣氛中極易氧化，導(dǎo)致力學(xué)性能急劇降低，極大地限制了C/C復(fù)合材料在高溫有氧環(huán)境中的應(yīng)用[4?5]。利用基體改性方法可在C/C復(fù)合材料的基體炭中引入改性抑制劑，主要包括超高溫陶瓷和金屬[6]，可有效改善C/C復(fù)合材料的高溫抗氧化性能。然而目前研究報道較多的是應(yīng)用于超高溫環(huán)境的陶瓷改性C/C復(fù)合材料，而針對可用于1 500 ℃左右高溫環(huán)境中的金屬改性C/C復(fù)合材料則研究較少。NiAl金屬間化合物具有熔點(diǎn)高、熱導(dǎo)率高、抗氧化性能好且密度相對較低等優(yōu)點(diǎn)，可廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片和導(dǎo)向葉片等高溫?zé)峤Y(jié)構(gòu)部件[7?10]。若能利用基體改性方法將NiAl金屬間化合物引入C/C復(fù)合材料，則能較好地結(jié)合C/C復(fù)合材料和NiAl金屬間化合物的優(yōu)點(diǎn)?；诖耍稄V軍等[11]采用真空熔滲法在C/C復(fù)合材料中引入NiAl金屬間化合物，熔滲NiAl后，材料的密度從1.35 g/cm3提高到2.47 g/cm3，開孔率從27.0%下降到15.1%，抗氧化性能明顯提高。但其制備的材料中，NiAl的熔滲深度僅為0.6~0.9 mm，幾乎停留在表面。主要因?yàn)镹iAl是借助添加在NiAl中的Ti與C反應(yīng)潤濕作用滲入C/C復(fù)合材料，但Ti的含量較少，且易與C快速反應(yīng)停留在表層無法深入。冉麗萍等[12?14]制備C/C-Cu復(fù)合材料的過程中，通過添加活性元素Ti，有效改善了Cu與C/C復(fù)合材料的潤濕性。于奇等[15]在研究Cu- Ti合金與C/C復(fù)合材料之間的連接性能時，發(fā)現(xiàn)Ti與C生成的連續(xù)TiC層，可有效改善Cu-Ti合金對C/C復(fù)合材料的潤濕性能。研究表明，TiC和NiAl的潤濕性好[16]。因此本文對C/C多孔坯體進(jìn)行預(yù)熔滲Ti處理[17]，利用Ti與基體炭反應(yīng)生成TiC，再借助NiAl與TiC良好的潤濕性在C/C復(fù)合材料中引入NiAl相，提高NiAl的熔滲量和滲透深度，獲得NiAl/TiC金屬陶瓷改性C/C復(fù)合材料。并對C/C復(fù)合材料中NiAl/TiC金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理及其對改善材料力學(xué)性能的作用機(jī)理進(jìn)行初步探討。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)原料

采用密度約0.55 g/cm3的12K T700 PAN基炭纖維(日本東麗公司生產(chǎn))針刺整體氈為預(yù)制體，以丙烯為炭源氣體，氫氣為稀釋氣體，進(jìn)行CVI增密，沉積溫度為900~1 100 ℃，沉積時間為120~300 h，制得密度約為0.65，1.08，1.23和1.40 g/cm3的C/C多孔坯體。將不同密度的C/C多孔坯體切割成16 mm×16 mm× 5 mm的塊狀小試樣，并用砂紙打磨，超聲波清洗后烘干備用。預(yù)熔滲Ti粉純度為99%以上，粒度約為50 μm。采用高純鎳錠(99.99%)和鋁錠(99.99%)，按NiAl(Ni50Al50)金屬間化合物的化學(xué)成分配比后置于非自耗真空爐的水冷銅坩堝(陰極)中，反復(fù)熔煉三次。取出合金錠在1 350 ℃真空均勻化退火2 h，機(jī)械破碎，球磨、干燥后過250~300目篩，得到50 μm左右的NiAl金屬間化合物粉末。

1.2 實(shí)驗(yàn)過程

NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的制備過程分2步進(jìn)行。第一步，預(yù)熔滲Ti改性C/C多孔坯體的制備。采用真空熔滲爐，用Ti粉對不同密度的C/C多孔坯體進(jìn)行預(yù)熔滲處理，熔滲溫度為1 800 ℃，保溫時間1~3 h，通過控制Ti的滲入量來獲得不同Ti含量的預(yù)熔滲Ti改性C/C坯體(以下稱為預(yù)滲Ti坯體)；第二步，用NiAl金屬間化合物粉對預(yù)滲Ti坯體進(jìn)行高溫熔滲，獲得NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料。熔滲溫度為

2 000 ℃，保溫時間為1~3 h；升溫過程分2個階段：0~1 500 ℃過程全程氬氣保護(hù)，微正壓；1 500~2 000 ℃時抽真空，保持負(fù)壓；降溫為隨爐冷卻。

1.3 性能檢測

采用Archimedes排水法，測量NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的開孔率和密度。用NOVATM Nano SEM 230型掃描電鏡觀察和分析材料的微觀結(jié)構(gòu)和微區(qū)化學(xué)成分。采用美國Instron3369材料力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測試材料的彎曲性能，試樣尺寸為55 mm×5 mm×3 mm，跨距為40 mm，加載力方向垂直纖維排布面。采用GTKY抗壓測試機(jī)測試材料的抗壓強(qiáng)度，試樣尺寸為10 mm×10 mm×5 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 預(yù)熔滲Ti后C/C坯體的微觀結(jié)構(gòu)

2.1.1 預(yù)熔滲Ti粉添加量的影響

用密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體做為預(yù)熔滲坯體，取相對于坯體質(zhì)量(m)3，6和9倍的Ti粉(以下簡稱3 m Ti，6 m Ti和9 m Ti)對其進(jìn)行高溫預(yù)熔滲；通過研究預(yù)滲Ti坯體中陶瓷相的含量和分布，來確定較優(yōu)的Ti粉預(yù)滲量。

圖1(a)和(b)分別為6 m Ti粉預(yù)熔滲后，所獲得的預(yù)滲Ti坯體表層區(qū)域和中心區(qū)域的微觀形貌。由圖可知，經(jīng)6 m Ti粉預(yù)熔滲后，陶瓷相能較好的分布于C/C多孔坯體中。坯體中心區(qū)域已滲入陶瓷相，且表層區(qū)域仍有較多孔隙。圖1(c)和(d)分別為9 m Ti粉預(yù)熔滲后，預(yù)滲Ti坯體表層區(qū)域和中心區(qū)域的微觀形貌。由圖可知，經(jīng)9 m Ti粉預(yù)熔滲后，C/C多孔坯體的孔隙已被陶瓷相全部填充，坯體表層區(qū)域和中心區(qū)域剩余孔隙均較少。

2.1.2 C/C多孔坯體密度和Ti粉添加量的綜合影響

圖1 預(yù)滲Ti坯體的微觀結(jié)構(gòu)Fig.1 SEM images of Ti pre-infiltrated C/C composites in differet sections (a) 6 m Ti, surface; (b) 6 m Ti, central; (c) 9 m Ti, surface; (d) 9 m Ti, central

采用密度為0.65，1.08，1.23和1.40 g/cm3的C/C多孔坯體進(jìn)行預(yù)熔滲Ti處理，預(yù)熔滲Ti粉的量分別為3，6和9 m。實(shí)驗(yàn)表明：不同添加量的Ti粉預(yù)熔滲同一密度的C/C多孔坯體后，隨Ti粉添加量增加，預(yù)滲Ti坯體的密度增加，TiC陶瓷相的含量也相應(yīng)增加。若Ti粉添加量過少，預(yù)熔滲反應(yīng)只發(fā)生在C/C多孔坯體表層，預(yù)滲Ti基體內(nèi)部的陶瓷相極少。Ti粉添加量過多，預(yù)滲Ti基體中的陶瓷相過多，坯體孔隙率大幅減小，Ti粉與炭反應(yīng)形成較厚的TiC層。以上2種情況均不利于后續(xù)NiAl的高溫熔滲。若Ti粉添加量合適，則能獲得陶瓷相含量和孔隙率均合適的預(yù)滲Ti坯體，如圖1(a)和(b)，在后續(xù)NiAl的熔滲過程中，能夠更好地發(fā)揮毛細(xì)管力的作用，在預(yù)滲Ti坯體中獲得更高含量的NiAl。

用相同添加量的Ti粉對不同密度的C/C多孔坯體進(jìn)行預(yù)熔滲處理，發(fā)現(xiàn)C/C多孔坯體的密度過低或過高時，預(yù)熔滲效果均不理想。在預(yù)熔滲Ti后，原始密度為0.65和1.08 g/cm3的 C/C多孔坯體中陶瓷相含量少，孔隙率高，且部分孔隙孔徑過大。這是由于低密度的C/C多孔坯體中基體炭含量少，在預(yù)熔滲Ti的過程中，Ti與基體炭反應(yīng)生成TiC陶瓷相，耗盡基體炭。富余的Ti與大量炭纖維發(fā)生反應(yīng)，腐蝕炭纖維導(dǎo)致C/C多孔坯體的力學(xué)性能受損。預(yù)熔滲Ti后，原始密度為1.40 g/cm3的C/C多孔坯體中陶瓷相的含量則為表層多，內(nèi)部少，這主要是因?yàn)镃/C多孔坯體的原始密度較高，孔徑小，熔融Ti無法充分滲入到C/C多孔坯體的中心區(qū)域所致。原始密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體經(jīng)預(yù)熔滲Ti后，可獲得孔隙率和陶瓷含量適當(dāng)?shù)念A(yù)滲Ti坯體。

2.2 高溫熔滲NiAl后材料的微觀結(jié)構(gòu)

圖2所示為NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的XRD圖譜，由圖可知，高溫熔滲NiAl后，C/C復(fù)合材料中的主要物相為：NiAl，TiC和C。

圖2 NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料XRD圖譜Fig.2 XRD pattern of NiAl/TiC modified C/C composites

圖3 為高溫熔滲NiAl后NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及能譜分析。用密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體，分別經(jīng)6 m Ti和9 m Ti粉預(yù)熔滲處理后再經(jīng)高溫熔滲NiAl而成。圖3(a)和(b)為經(jīng)6m Ti粉預(yù)熔滲處理的預(yù)滲Ti坯體再經(jīng)高溫熔滲NiAl后樣品(以下簡稱A樣)的微區(qū)照片。在圖3(a)中，除黑色的C相外，大量白色物相和灰色物相在預(yù)滲Ti坯體的中心區(qū)域富集。圖3(b)為該樣品中心區(qū)域的放大照片，結(jié)合XRD和EDS分析可知，灰色物相由Ti和C元素組成，白色物相由Ni和Al組成,可知灰色物相為TiC,白色物相為NiAl。且在2 000 ℃時，TiC與NiAl熱力學(xué)穩(wěn)定[16]，TiC與NiAl不互溶。圖3(b)表明，NiAl相主要鑲嵌于TiC相表面或孔隙處，兩者混合，結(jié)合緊密，形成了NiAl/TiC金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)。該結(jié)構(gòu)外表光滑，表明NiAl熔體能較好地流入孔隙，圖3(e)和(f)亦能證明NiAl熔體流入孔隙。圖3(c)和(d)為經(jīng)9 m Ti粉預(yù)熔滲處理的預(yù)滲Ti坯體再熔滲NiAl后樣品(以下簡稱B樣)的表層形貌。由圖可知，TiC與NiAl相主要富集于樣品表層，NiAl/TiC相滲入到C/C多孔坯體內(nèi)部的深度約2.1 mm，且其在基體中分布不均勻。這是由于預(yù)滲Ti坯體中陶瓷相過多，孔隙量少，NiAl無法較好熔滲所致。

A、B樣掃描電鏡圖像的差異顯示了NiAl在不同預(yù)滲Ti坯體中熔滲量的差異。在 A樣中，預(yù)熔滲Ti后坯體中的孔隙及炭纖維周圍填充、包覆了TiC。優(yōu)化工藝參數(shù)使TiC在坯體中均勻分布且不完全填充孔隙，有益于后續(xù)NiAl的熔滲。

2.3 NiAl的熔滲機(jī)理及NiAl/TiC金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理

高溫下NiAl熔體雖然具有較好的流動性，但NiAl與C/C復(fù)合材料浸潤性差，在熔滲過程中NiAl難以滲入C/C多孔坯體。實(shí)驗(yàn)表明，C/C多孔坯體經(jīng)預(yù)熔滲Ti處理后，可在C/C多孔坯體的炭纖維或孔隙表面包覆TiC陶瓷相。在第二步熔滲NiAl的過程中，NiAl熔體可借助與TiC良好的潤濕性，在毛細(xì)管力作用下很好地滲入預(yù)滲Ti坯體的孔隙中，從而制備出NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料。Washburn方程[18]在描述均勻毛細(xì)管的準(zhǔn)靜態(tài)滲入過程時，假設(shè)毛細(xì)管為直線通道，且具有均一的有效半徑r，建立的滲入距離h與時間t的關(guān)系式為：h2=γrcosθt/2?；該方程揭示了熔滲過程中液相和多孔坯體的性質(zhì)對滲入效果的影響。在相同時間里，滲入深度h與粘度?成反比，與潤濕角θ成負(fù)相關(guān)，與表面張力γ和有效半徑r成正比。選取一定密度的C/C多孔坯體，控制預(yù)熔滲Ti的量，可有效調(diào)控預(yù)滲Ti坯體的孔徑范圍，使得在熔滲溫度、時間、熔體表面張力和粘度一定的情況下，更有利于NiAl在預(yù)滲Ti坯體中的熔滲。在C/C多孔坯體密度一定的情況下，NiAl相滲入量的多少主要取決于預(yù)滲Ti坯體中陶瓷相的含量和分布。陶瓷相含量適當(dāng)且分布均勻，則滲入的NiAl相含量更高，分布更均勻。在圖3(a)中，雖然滲入了含量較多的NiAl，但材料中仍存在較多孔隙。在高溫熔滲過程中NiAl并未完全致密化C/C多孔坯體，這主要是因?yàn)殡S熔滲過程的進(jìn)行，孔徑不斷變小，導(dǎo)致NiAl滲入深度減小。

NiAl/TiC金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)存在形態(tài)大致可分為2類。第一類，在NiAl和TiC可以充分熔滲的區(qū)域，例如圖3(a)和(b)所示的C/C復(fù)合材料中心區(qū)域，TiC與孔隙壁緊密結(jié)合，NiAl相則鑲嵌于TiC相表面或孔隙處，形成具有金屬/陶瓷互相鑲嵌的復(fù)合結(jié)構(gòu)，分布在C/C復(fù)合材料中。第二類則是在NiAl和TiC均無法自由熔滲的區(qū)域，如圖3(c)和(d)所示的C/C復(fù)合材料表層。由于預(yù)熔滲Ti時，坯體孔隙過少導(dǎo)致反應(yīng)停留在表層或因反應(yīng)劇烈在孔隙口部造成堵孔，TiC主要存在于坯體表層，NiAl無法滲入很深，因此大量NiAl主要熔滲在材料表層。由于材料表層熔體中NiAl的質(zhì)量遠(yuǎn)大于Ti的質(zhì)量，NiAl相包圍TiC，導(dǎo)致TiC呈方形生長，顆粒表面呈“小面化”趨勢，并與NiAl相形成平直、光滑界面。這是由于TiC為面心立方Bl型晶體結(jié)構(gòu)，TiC與NiAl的晶體結(jié)構(gòu)及點(diǎn)陣常數(shù)相差很大，兩者之間不存在確定的取向關(guān)系所致。

2.4 性能分析

圖3 NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及能譜分析Fig.3 Microstructures and EDS patterns of NiAl/TiC modified C/C composites (a), (b) NiAl+6 m Ti+C/C, central; (c), (d) NiAl+9 m Ti+C/C, surface; (e) NiAl and TiC in the composite

表1 NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的密度及開孔率Table 1 Density and porosity of NiAl/TiC modified C/C composites

表2 NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度Table 2 Compressive strength of NiAl/TiC modified C/C composites

表3 NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的抗彎性能Table 3 Flexural behavior of NiAl/TiC modified C/C composites

表1所列為采用不同密度C/C多孔坯體經(jīng)熔滲后所得NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的密度和孔隙度數(shù)據(jù)。由表可知，滲入NiAl后材料的密度有較大幅度提高，孔隙度相應(yīng)減小。例如，原始密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體經(jīng)2步高溫熔滲后密度為2.39 g/cm3,提高94.31%；孔隙率為13.44%，孔隙度下降54.89%。

表2所列為采用不同密度C/C多孔坯體高溫熔滲后所得NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度。經(jīng)高溫熔滲引入NiAl/TiC金屬陶瓷相后，材料的抗壓強(qiáng)度明顯提高。例如，采用原始密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體高溫熔滲所得的復(fù)合材料抗壓強(qiáng)度為62.9 MPa，抗壓強(qiáng)度提高40.10%。原始密度為1.40 g/cm3的C/C多孔坯體高溫熔滲所得的復(fù)合材料抗壓強(qiáng)度提高較小，但抗彎性能最好，其最大彎曲載荷為144.90 N，橫向斷裂強(qiáng)度為67.21 MPa。表3所列為3種不同密度C/C多孔坯體制備的NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的彎曲性能數(shù)據(jù)。圖4為原始密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體所制備的NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的三點(diǎn)彎曲載荷?位移關(guān)系曲線。

圖4 原始密度為1.23 g/cm3的C/C多孔坯體所制備的NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的彎曲載荷?位移曲線Fig.4 Flexural load-displace curve of NiAl/TiC modified C/C composites with original density of 1.23 g/cm3

經(jīng)NiAl/TiC高溫熔滲后C/C復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度和抗彎強(qiáng)度均有顯著提高，主要有以下2個方面原因：第一，高溫熔滲后，陶瓷相和金屬相有效增密了C/C多孔坯體，填充了孔隙；第二，TiC陶瓷相和NiAl金屬相本身具有較高的強(qiáng)度和硬度，并形成了金屬陶瓷鑲嵌結(jié)構(gòu)，有效提高了C/C復(fù)合材料的強(qiáng)度。另外，由圖4可知，NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料呈現(xiàn)假塑性斷裂，這主要?dú)w因于2個方面：一方面高溫熔滲引入的NiAl相形成了TiC陶瓷相彌散增強(qiáng)NiAl金屬相的復(fù)合基體結(jié)構(gòu)，表現(xiàn)出金屬的延展性，提高了材料的韌性；另一方面由于所形成的金屬陶瓷鑲嵌結(jié)構(gòu)具有較多的界面結(jié)構(gòu)，與炭纖維具有較高的結(jié)合強(qiáng)度。同時，該鑲嵌結(jié)構(gòu)使C/C復(fù)合材料具有金屬/陶瓷、陶瓷/熱解炭界面。在斷裂過程中，這些界面可有效偏轉(zhuǎn)裂紋，使C/C復(fù)合材料呈現(xiàn)假塑性斷裂特征。

3 結(jié)論

1) 用熔滲法對C/C復(fù)合材料進(jìn)行預(yù)熔滲Ti處理，再用NiAl對預(yù)滲Ti基體進(jìn)行金屬基體改性，NiAl能較好地滲入基體，深度為3~5 mm；由原始密度為1.23 g/cm3 的C/C多孔坯體制備的NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料，其密度為2.39 g/cm3 ,孔隙率下降54.89%，抗壓強(qiáng)度提高40.10%。材料橫向斷裂強(qiáng)度為42.44 MPa，較C/C試樣提高27.81%。

2) NiAl/TiC改性C/C復(fù)合材料的物相組成主要為C，TiC和NiAl，NiAl與TiC形成金屬陶瓷復(fù)合結(jié)構(gòu)，呈無規(guī)則狀包覆于炭纖維和孔隙處，NiAl/TiC與熱解炭形成的多種界面可提高材料的力學(xué)性能。

REFERENCES

1.1臨床資料2015年1月至2017年11月我院對23例膀胱癌患者進(jìn)行了研究分析,共有男性患者20例,女性患者3例,最小39歲,最大82歲,平均(63.00±6.75)歲。全部患者接受病理活檢均證實(shí),有22例原發(fā)性膀胱癌,1例復(fù)發(fā)性膀胱癌。

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(編輯 高海燕)

Microstructure and mechanical properties of NiAl/TiC modified C/C composites

HUANG Jie, CHEN Zhaoke, XIONG Xiang, SUN Wei, WANG Yalei, WANG Xinshuang
(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

NiAl/TiC modified C/C composites were prepared by molten infiltration of Ti powder and then using NiAl alloy powder to modify porous C/C preforms. The formation mechanism of NiAl/TiC metal ceramic structure and its effect on the mechanical properties of the composites were also discussed. The results show that, the infiltrated Ti can react with the matrix C to form TiC and improve the infiltration depth of NiAl in C/C porous preforms due to the good wettability between NiAl and TiC, and the infiltration depth of NiAl in C/C composites is about 3~5 mm. The metal phase and ceramic phase are embedded each other with a mosaic microstructure and distribute disorderly in C/C composites. After infiltration of NiAl/TiC metal-ceramic matrix, the density of C/C composites is 2.39 g/cm3, the porosity is 13.44%, the compressive strength and the flexural strength are 85.3 MPa and 67.2 MPa, respectively.

C/C composite; NiAl; matrix modification; molten infiltration; TiC

TB332

A

1673-0224(2017)03-422-07

國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究項(xiàng)目(2011CB605805)；湖南省科技計(jì)劃資助項(xiàng)目(2015WK3013)；中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室資助項(xiàng)目

2016?03?12；

2016?07?04

陳招科，副研究員，博士。電話：13187015470；E-mail: chenzhaoke2008@csu.edu.cn