C/C-SiC材料不同制动速率下的湿式摩擦磨损性能

以炭纤维针刺毡为预制体,先采用化学气相渗透法制备炭基体,然后采用熔融渗硅法制备SiC基体,得到C/C-SiC摩擦材料;利用MM-1000型惯性试验台研究了C/C-SiC材料在不同制动速度下干态和CD15W-40柴油机油润滑状态下的摩擦磨损性能。研究结果表明:C/C-SiC摩擦材料与水的接触角为80.5°左右,为亲油性材料;C/C-SiC材料在CD15W-40柴油机油润滑状态下,随制动速度从3000r/min升高到6000r/min,其摩擦因数和线性磨损量在4000r/min时达到最大值,分别是0.21μm/cycle和1.1μm/cycle,而在5000r/min和6000r/min时,其摩擦因数均为0.17,线性磨损量均为0;C/C-SiC摩擦材料在湿态条件下能保持较高的摩擦因数,制动曲线平稳,磨损率低,可作为新一代工程机械和重型车辆湿式离合器用摩擦材料的候选材料。     

高性能制动系统用炭纤维增强炭和SiC双基体(C/C-SiC)复合材料

C/C-SiC制动材料具有密度低、耐高温、制动平稳、摩擦因数高、磨损少和环境适应性强等优点,是一种能满足高速高能载制动的高性能轻质材料。本文以针刺炭纤维整体毡为预制体,采用化学气相渗透法制备C/C多孔体,然后熔融渗硅制得C/C-SiC材料;研究了C/C-SiC材料的组织结构、力学性能及其失效模式、摩擦磨损性能及机理,同时介绍了中南大学研制的C/C-SiC制动材料的应用现状。     

不同制动速度下C/C复合材料摩擦面研究

采用MM-1000型摩擦磨损试验机测试了粗糙层基体炭C/C复合材料试样在不同制动速度下的摩擦磨损性能, 借助微区拉曼光谱和扫描电镜研究了试样摩擦面的结构与形貌。结果表明粗糙层基体炭C/C复合材料具有优异的摩擦速度特性。试样的摩擦系数和试验后摩擦面上碳原子的有序度无直接对应关系, 制动速度对摩擦系数的影响应归因于制动速度对摩擦面温升和摩擦膜厚度及完整性的影响。5m/s的低制动速度下, 试样因吸附水气摩擦系数持续低值(0.15), 摩擦面上无连续摩擦膜产生; 10m/s的制动速度下水气被解吸附, 摩擦面出现多层厚膜, 摩擦系数达到峰值(0.5), 此后, 随制动速度增加, 摩擦膜减薄, 材料磨损量呈下降趋势; 当制动速度增加到25m/s及以上, 摩擦面的温升导致氧化质量损失和线磨损增加, 摩擦系数也稍有衰减(0.3)。      

纤维种类对C/C复合材料力学及摩擦磨损性能的影响

为了制备性能优异、成本低廉的炭/炭(C/C)复合材料,以聚丙烯腈(PAN)基炭纤维预氧丝纤维(OPF)和炭纤维(CF)为原料,采用化学气相渗积致密化工艺,制备出两种密度均为1. 7 g/cm~3左右的C/C复合材料,研究了不同种类纤维C/C复合材料的力学性能及不同刹车条件下的摩擦磨损性能,并观察其微观结构,分析纤维种类对摩擦磨损性能的影响机制。结果表明:两种C/C复合材料弯曲性能均表现出假塑性断裂,且弯曲强度相近,弯曲强度分别为127 MPa(CF C/C复合材料)、113 MPa(OPF C/C复合材料); OPF C/C复合材料的层间剪切强度为13. 4 MPa,较CF C/C复合材料的层间剪切强度(10. 01 MPa)提高了30. 26%;与炭纤维相比,采用预氧丝作为原材料更易获得粗糙层热解炭,并且预氧丝纤维的硬度较低,易磨合形成光滑的摩擦面,在不同的刹车条件下,以预氧丝为原料制备的C/C复合材料具有更稳定的摩擦系数和更低的线性磨损;当刹车压力为0. 65 MPa,刹车速度为20～25 m/s时,OPF C/C复合材料的摩擦系数稳定在0. 35附近,同时表现出良好的抗磨损性能,线性磨损为1. 3～1. 5μm/(面·次)。     

碳/碳-碳化硅复合材料的摩擦磨损行为与机理

以液相渗硅工艺为手段制备了C/C-SiC复合材料。分别采用MMW-1A与MM-1000型试验机对复合材料的摩擦磨损性能进行了研究。结果表明: 在实验室条件下, 当压力恒定在0.48 MPa时, 转速对复合材料的摩擦磨损的性能影响甚微, 摩擦系数为0.15~0.16, 且磨损率接近; 当转速恒定在0.3 m/s时, 不同压力条件下的摩擦系数相近, 为0.13~0.15, 但磨损率存在较大差异, 材料磨损以磨粒磨损为主。在近工况条件下, C/C-SiC复合材料的摩擦系数达到0.50, 磨损率达到5.95 mg/次, 摩擦曲线表现为典型的马鞍形曲线, 试验前期材料磨损主要表现为磨粒磨损, 试验后期为粘着磨损。     

纳米炭纤维改性对C/C复合材料摩擦磨损的影响

采用催化化学气相法在炭纤维表面原位生长纳米炭纤维后,再通过化学气相渗透法制备出纳米炭纤维改性C/C复合材料。采用微动摩擦磨损试验考察纳米炭纤维改性C/C复合材料的摩擦磨损性能,探讨原位生长纳米炭纤维对C/C复合材料摩擦磨损机理。结果表明,采用纳米炭纤维改性后C/C复合材料的摩擦过程更平稳,磨损量减小。纳米炭纤维与热解炭形成复合基体,这种复合基体在摩擦过程中形成高强度高模量的摩擦膜,从而影响复合材料的摩擦性能。     

针刺毡C/C复合材料磨擦制动压力和速度特性

用模拟刹车制动的摩擦试验机,研究探讨了一种针刺毡结构C/C复合材料在不同制动压力和制动速度下的摩擦磨损性能,并用扫描电子显微镜对摩擦表面进行了观察和分析。摩擦磨损机理由磨屑经挤压、剪切堆积在表面形成的磨屑层所决定。在5m/s制动速度或静态条件下,表面温度低(<150~200℃)吸附水气未脱附,其润滑作用导致了较低的摩擦系数值;当制动速度达到10m/s,摩擦使表面温度升高,达到了吸附水气脱附温度,引起摩擦系数急剧升高,达到了最大;此后,随制动速度及表面温度的继续升高,磨屑层间剪切强度降低,导致摩擦系数随之下降。在较高制动速度下,该种材料仍能保持较高的摩擦系数,显示出优良的高温高能摩擦性能。     

C/C多孔体对C/C-SiC复合材料制备及性能的影响

以准三维针刺碳纤维预制体,经化学气相渗透(CVI)法制备了4种密度的C/C多孔体,利用先驱体浸渍裂解法(PIP)制备了C/C-SiC复合材料,研究了C/C多孔体对C/C-SiC复合材料制备和最终性能的影响。结果表明:C/C多孔体密度越低,最终得到的C/C-SiC复合材料开孔隙率及SiC含量较高。SiC的存在使C/C-SiC材料具有较高的弯曲强度,纤维和基体界面也是影响弯曲强度的关键因素,其中密度为1.35g/cm3的C/C多孔体所制备的C/C-SiC复合材料纤维和基体之间形成较好的结合界面,其弯曲强度最大。同时,SiC含量增加可显著提高C/C-SiC复合材料的抗烧蚀性能。     

制动用C/C-SiC复合材料摩擦学性能研究现状

C/C-SiC复合材料是高速制动材料的优良候选材料。摩擦磨损性能是衡量制动材料的主要性能指标,也是制约材料进一步应用的主要因素。主要从材料微观结构和成分以及工况条件对C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能的影响两方面阐述了C/C-SiC复合材料摩擦磨损性能的研究现状;分析了影响C/C-SiC复合材料摩擦磨损性能的主要材料因素和工况条件;讨论了各自影响机制;并提出了进一步提高C/C-SiC复合材料摩擦磨损性能和使役安全所需解决的问题。     

高温热处理C/C对C/C配对C/C-SiC摩擦学性能的影响（英文）

采用化学气相渗透法(CVI)工艺制备C/C复合材料,然后在2 300℃处理其中一个C/C试样。通过化学气相渗透法结合液体硅渗透法(LSI)制备C/C-SiC复合材料。为了提高制动的稳定性并期望克服C/C和C/C-SiC自磨的缺点,在MM-3 000型摩擦磨损试验机上研究了C/C配对C/C-SiC摩擦副的摩擦学性能。结果表明,经2 300℃高温热处理(HTT)的C/C配对C/C-SiC的平均摩擦系数(COF)为0.280,稳定摩擦系数为0.65,而没有经过高温热处理的C/C配对C/C-SiC摩擦副的平均摩擦系数及稳定摩擦系数分别为0.451和0.55。经过2 300℃高温热处理和没经过高温热处理的C/C的线磨损率分别为8.9μm/(slide cycle)和3.7μm/(slide cycle)。由于高温热处理会引起碳软化,导致了经过2 300℃高温热处理的C/C磨损率增加。总之,经过高温热处理的C/C配对C/C-SiC在提高稳定摩擦系数的同时不能改善其他摩擦磨损性能。C/C配对C/C-SiC的磨损机理主要是磨粒磨损,氧化磨损和疲劳磨损。     

Preparation, Properties and Application of C/C-SiC Composites Fabricated by Warm Compacted-in situ Reaction

Carbon fibre reinforced carbon and SiC dual matrices composites (C/C-SiC) show superior tribological properties, high thermal shock resistance and good abrasive resistance, and they are promising candidates for advanced brake and clutch systems. The microstructure, mechanical properties, friction and wear properties, and application of the C/C-SiC composites fabricated by warm compacted-in situ reaction were introduced. The results indicated that the composites were composed of 50-60 wt pct carbon, 2-10 wt pct residual silicon and 30-40 wt pct silicon carbide. The C/C-SiC brake composites exhibited good mechanical properties. The value of flexural strength and compressive strength could reach 160 and 112 MPa, respectively. The impact strength was about 2.5 kJ·m^-2. The C/C-SiC brake composites showed excellent tribological performance, including high coefficient of friction (0.38), good abrasive resistance (1.10 μm/cycle) and brake steadily on dry condition. The tribological properties on wet condition could be mostly maintained. The silicon carbide matrix in C/C-SiC brake composites improved the wear resistance, and the graphite played the lubrication function, and right volume content of graphite was helpful to forming friction film to reduce the wear rate. These results showed that C/C-SiC composites fabricated by warm compacted-in situ reaction had excellent properties for use as brake materials.     

熔融渗硅法制备C/C-SiC复合材料的研究进展

综述了熔融渗硅法制备C/C-SiC复合材料的国内外研究和应用现状,重点分析了碳纤维预制体和C/C多孔体的制备,以及熔融渗硅过程对C/C-SiC复合材料性能和结构的影响,介绍了C/C-SiC复合材料作为热结构和摩擦材料在航空航天和先进摩擦制动系统中的应用,提出了C/C-SiC复合材料制备过程中存在的问题和今后研究的重点.     

CVI-GSI工艺制备C/C-SiC复合材料的组成结构与力学性能

采用密度为1.0g/cm~3的C/C素坯,联合化学气相渗透(CVI)和气相渗硅(GSI)2种工艺制备C/C-SiC复合材料,研究CVI C/C-SiC复合材料中间体的密度对CVI-GSI C/C-SiC复合材料物相组成、微观结构及力学性能的影响。结果表明:随着CVI C/C-SiC复合材料中间体密度的增大,CVI-GSI C/C-SiC复合材料C含量增多,残余Si含量减少,SiC含量先增多后减少,CVI-GSI C/C-SiC复合材料的密度先增大后减小;随着CVI C/C-SiC复合材料中间体的密度由1.27g/cm~3增加到1.63g/cm~3时,得到的CVI-GSI C/C-SiC复合材料的力学性能先升高后降低。当CVI C/C-SiC复合材料密度为1.42g/cm~3时,制得的CVI-GSI C/C-SiC复合材料力学性能最好,其弯曲强度为247.50MPa,弯曲模量为25.63GPa,断裂韧度为10.08MPa·m~(1/2)。     

复合材料在传动过程中的摩擦磨损行为

采用化学气相渗透法(CVI)制备了二维碳纤维增强碳化硅(C/SiC)陶瓷基复合材料. 基于耦合应力等效模拟系统的开发, 采用摩擦扭矩的变化表征传动过程的摩擦磨损性能. 研究了以传动为背景的高载荷、低转速摩擦磨损行为及机理. C/SiC复合材料以其较低的摩擦扭矩、低的磨损率特别是在高载荷下的较小变形验证了良好的耐磨特性以及承载能力. 相同条件下其磨损率只有Ti合金的1/10～1/20. 低转速下磨损机理以磨粒磨损为主, 高载荷没有引起表面热裂纹.     

液硅渗透法制备Ti3SiC2改性C/CSiC复合材料

采用浆料浸渗结合液硅渗透法原位生成高韧性Ti₃SiC₂基体, 制备Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料。研究了TiC颗粒的引入对熔融Si浸渗效果的影响, 分析了Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料的微结构和力学性能。实验结果表明: TiC与熔融Si反应生成Ti₃SiC₂是可行的, 而且C的存在更有利于生成Ti₃SiC₂; 在含TiC颗粒的C/C预制体孔隙(平均孔径22.3 μm)内, 熔融Si的渗透深度1 min内可达10.8 cm; Ti₃SiC₂取代残余Si后提高了 C/C-SiC复合材料的力学性能, C/C-SiC-Ti₃SiC₂复合材料的弯曲强度达203 MPa, 断裂韧性达到8.8 MPa·m1/2; 对于厚度为20 mm的试样, 不同渗透深度处材料均具有相近的相成分、 密度和力学性能, 无明显微结构梯度存在, 表明所采用的浆料浸渗结合液硅渗透工艺适用于制备厚壁Ti₃SiC₂改性C/C-SiC复合材料构件。      

炭基复合材料与人骨的力学性能对比分析

选用3种炭基复合材料,分别为采用化学气相沉积（CVD）工艺和CVD/浸渍复合工艺制备的2种C/C复合材料以及采用CVD/熔融渗硅（MSI）工艺制备的C/C-SiC复合材料,通过对比分析3种炭基复合材料与人骨的微观结构和力学性能,研究了所选用的3种炭基复合材料作为新型骨折内固定材料的可行性。结果表明:3种炭基复合材料与人骨均具有纤维增强、多孔基体的微观结构形态。在力学性能方面,3种炭基复合材料的弹性模量与人骨都较为接近,其中C/C-SiC复合材料的力学性能与人骨最为接近,分别为弯曲强度213.0 MPa、剪切强度19.3 MPa、压缩强度228.1 MPa,有望成为理想的接骨板材料。CVD和CVD/浸渍工艺制备的C/C复合材料,弯曲强度分别仅为161.8 MPa和174.6 MPa,低于人骨的弯曲强度,后期可通过改进坯体结构和制备工艺等方法来使其力学性能与人骨相匹配。      

ZrC改性C/C-SiC复合材料的力学和抗烧蚀性能

采用碳纤维针刺预制体, 用前驱体浸渍裂解(PIP)法分别制备了C/C-SiC和C/C-SiC-ZrC陶瓷基复合材料, 并对材料的微观结构、力学和烧蚀性能进行了分析对比。结果表明:利用该方法可制备出陶瓷相填充充分且分布均匀的复合材料。C/C-SiC-ZrC的面内弯曲强度、厚度方向的压缩强度、层间剪切强度均低于对应的C/C-SiC的。2 200 ℃、600 s氧化烧蚀后, C/C-SiC-ZrC的抗烧蚀性能显著优于C/C-SiC, 其线烧蚀率下降43.8%, 质量烧蚀率下降25%。在超高温阶段, C/C-SiC-ZrC复合材料基体的ZrC氧化生成的ZrO₂溶于SiC氧化生成的SiO₂中, 形成黏稠的二元玻璃态混合物, 有效阻止了氧化性气氛进入基体内部。