C/C坯体结构对RMI制备C/SiC复合材料的影响

庞 菲， 李辉，吴小军， 王 毅， 孟国彪

（1 西安航天复合材料研究所，西安 710025；）2 火箭军驻第四研究院军事代表室，西安 710025）

0 引言

C/SiC复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、耐磨损、使用寿命长、对环境适应性强等一系列优点，在航空航天领域具有广泛的应用。如航天飞行器的头锥、机翼前缘，液体火箭发动机燃烧室、喷管，航空发动机尾喷管调节片、密封片等。作为摩擦材料，C/ SiC摩擦性能高而稳定，代表着当前制动材料的最高水平，已经在一些跑车如Por-sche、Ferrari和Daimler Chrysle上得到应用[1]。

C/SiC制备方法有化学气相渗透（CVI）、先驱体浸渍-裂解法（PIP）、熔融渗硅（RMI/LSI）等。其中，熔融渗硅法在20世纪80年代德国的Firzer首创以来，因其生产周期短，成本低，成为非常具有市场竞争力的工业化生产技术[2-4]。RMI工艺制备的C/SiC复合材料受多种因素的影响[2,5]，本研究主要通过对不同结构状态的C/C坯体进行熔融渗硅，研究不同的基体炭类型、不同的炭纤维涂层状态，对制备的C/SiC复合材料的弯曲性能的影响，并对多涂层C/C坯体制备的C/SiC复合材料进行摩擦磨损性能进行考核。

1 试验

1.1 C/SiC复合材料的制备

试验所用纤维预制体为3K斜纹炭布/网胎结构，初始密度为0.33～0.39 g/cm3。在炭纤维上沉积SiC涂层、C和SiC复合涂层，经化学气相沉积、糠酮树脂浸渍/碳化工艺致密，形成具有不同结构状态的C/C坯体，随后在真空渗硅炉中熔融渗硅获得C/SiC复合材料。C/C坯体的状态及熔融渗硅后的密度见表1。

表1 C/C坯体结构及渗硅后的材料密度Table 1 Preparation and density of C/C preforms before/after infiltrating Si

1.2 性能测试

C/SiC复合材料的三点弯曲试样尺寸为55 mm×10 mm×4 mm，在INSTRON 4505型电子万能试验机上进行弯曲性能测试。采用JSM-6460LV型扫描电子显微镜对材料断口形貌进行观察。

摩擦磨损试验采用MM-1000型摩擦磨损试验机，进行模拟刹车试验。本试验静盘和动盘均为RMI-C/SiC复合材料，静盘的外径为87 mm，内径为53 mm，厚度为10 mm，动盘的外径为75 mm，内径为53 mm，厚度为10 mm。将动盘和静盘通过工装装卡后固定在试验机上，调整试验参数进行动盘和静盘试样对磨面的初步磨合，使动盘和静盘的摩擦面较平整，随后对试样进行尺寸测量，按照试验设定参数（表2）进行摩擦磨损性能测试。试验过程中，每一试验条件进行多次刹车试验，测试完毕后，测量试样盘圆周均布的4点处摩擦前后的尺寸变化，取平均值得到线性磨损。试验机直接记录摩擦系数和制动力矩、制动压力等随时间的变化。

表2 摩擦磨损试验条件Table 2 Conditions for friction and wear test

2 结果与讨论

2.1 C/SiC复合材料的弯曲性能

表3为熔融渗硅后的C/SiC复合材料的弯曲性能情况。不同的C/SiC材料的性能差别较大，纯热解炭坯体制备的C/SiC材料与热解炭+树脂炭的混合基体制备的C/SiC材料相比，后者的弯曲强度比前者高，为110 MPa，且其弯曲挠度也高于前者。与试样2相比，试样3和试样4对炭纤维进行涂层处理，材料的弯曲强度、模量均高于未经涂层处理的试样2。试样3与试样4相比，单一SiC涂层结构的试样3弯曲强度（143 MPa）略高于C+SiC复合涂层的试样4（132 MPa），但其弯曲挠度低于试样4。

表3 C/SiC复合材料的弯曲性能Table 3 Flexural properties of C/SiC composites

上述C/C坯体对复合材料弯曲性能的影响主要在于纤维涂层、基体炭等的界面结合，以及不同涂层在界面层制备、熔融渗硅过程对材料的作用[6]。界面是复合材料重要的组成部分，上述四种试样的C/C坯体具有不同的界面结构，因而其制备的C/SiC复合材料的界面性能也不同。复合材料主要依赖于纤维/基体间的界面结合来传递载荷，界面结合强度太高会使复合材料表现出脆性断裂的行为；太弱则不能传递载荷，纤维起不到增强作用；只有界面结合强度适中时，裂纹在界面偏转，材料表现出非线性。炭纤维上沉积的C、SiC涂层在RMI过程中可减少熔融硅对纤维的侵蚀，提高材料的性能[7-8]。

图1为四种C/SiC材料的弯曲载荷-位移曲线，试样1～试样4的载荷-位移曲线的表现形式不同。图中试样1和试样3在达到最高载荷后快速降低，特别是试样1，在载荷达到最大值时突然下降，表现出较明显的脆性破坏。试样2和试样4的弯曲载荷-位移曲线包括线性和非线性两个阶段，非线性阶段出现特有的台阶变化形式，材料表现出良好的“假塑性”。在载荷作用下，裂纹从试样基体层开始扩展，遇到质软的热解炭涂层发生偏转，热解炭与纤维脱粘，消耗大量了大量的能量，载荷-位移曲线出现明显的“台阶状”；随着裂纹的进一步扩展，纤维脱粘拔出，载荷-位移曲线出现平台，随着纤维束的断裂，载荷急剧下降，直至弯曲过程完成。综合弯曲性能数据分析，试样2和试样4两种C/SiC材料断裂均表现了一定的“韧性”，且试样4在具有一定“韧性”的基础上，弯曲强度和弯曲模量较高。

图1 C/SiC复合材料的弯曲载荷-位移曲线Fig.1 Flexural load-displacement curves of C/SiC composites

上述4种C/SiC复合材料的弯曲断口形貌见图2，试样1～试样4呈现出不同的断口形貌。图2（a）为试样1的断口形貌，试样断口较为平整，纤维拔出较短，说明C/C坯体的炭纤维与基体之间结合较强，相应C/SiC复合材料的基体与纤维之间仍保持较强的界面结合强度，弯曲断裂时纤维难以脱粘拔出，因而试样断口平整；图2（c）试样3的断口形貌中纤维拔出与试样1类似，纤维拔出也较短，且试样断口较平整。图2（b）和（d）中试样2、试样4的弯曲断口有大量的纤维拔出和脱粘，围绕炭纤维的部分涂层（热解炭）剥落, 但仍有一部分留在炭纤维上,这样使得其纤维或纤维束在拔出过程中具有较大阻力, 且多层界面层增加了裂纹的扩展路径[9]，从而在弯曲断裂时既有较高的弯曲强度, 又有较大的位移,材料表现出较好的“假塑性”，与其弯曲载荷-位移曲线的表现较一致。

图2 C/SiC复合材料的弯曲断口形貌Fig.2 Flexural fracture morphologies of C/SiC composites

2.2 C/SiC复合材料的摩擦磨损性能

对弯曲强度、模量较高且具有较好“韧性”的试样4进行摩擦磨损试验，试验结果见表4。表4中，摩擦系数的稳定性系数S由公式（1）计算[10]：

式中，μcp为平均摩擦系数，μmax为最大摩擦系数。S越大，表明在刹车过程中的摩擦系数μ越稳定。

表4 不同试验条件下的材料摩擦性能Table 4 Tribological behaviour of C/SiC composites under different conditions

表4中，在转速和惯量不变的情况下，制动压力由0.6 MPa提高到0.8 MPa，平均摩擦系数由0.454降低为0.382，同时制动时间减少。这是因为制动压力增加，导致试样表面的微凸体变形增大，使对偶件的接触面积增加、摩擦力增大，表现为制动时间缩短；且在此制动压力范围，摩擦力增加的幅度小于制动压力增加的幅度[11]，故摩擦系数降低。保持转速6000 r/min、制动压力0.6 MPa不变，惯量由0.3 kg·m2增加到0.4 kg·m2，制动能量增加，平均摩擦系数降低，制动时间由9.329 s增加为14.303 s。随刹车能量的增加，摩擦材料的能量吸收量增大，摩擦面的温度升高，摩擦件表面起犁沟阻力的硬质相颗粒变软，因此摩擦系数变小[11]。在制动压力为0.6 MPa，惯量为0.3 kg·m2的情况下，C/SiC试样转速由6000 r/min增加到7500 r/min，刹车能量（单位面积能载）由2574 J/cm2增加为3999 J/cm2，平均摩擦系数降低，导致制动时间延长，由9.329 s增加为15.173 s。

在C/SiC对偶摩擦试验中，不同试验条件下，动盘和静盘的线磨损量差别较大，动盘的线性磨损均高于静盘，且随着刹车条件的改变，动盘的线性磨损变化较小，但静盘的线性磨损量随着刹车能量的增大，呈现出逐渐增大的趋势。在摩擦过程，材料的磨损通常与摩擦系数存在密切关系[12]，摩擦系数增大，摩擦件之间相互剪切作用增大，摩擦表层材料被剪断、脱落，表现为磨损增加。表4中，随着摩擦系数的增大，C/SiC摩擦动盘的线磨损量逐渐增大，但静盘的线磨损未表现出此规律。这是因为C/SiC材料的摩擦磨损是一个复杂的过程，受材料组成、制动条件等的影响，使得其磨损较为复杂[13-16]。

图3～图6为试样不同制动条件下摩擦扭矩的变化曲线。在C/SiC试样的制动过程中，制动压力不变，转速不断降低，摩擦系数随制动时间的变化趋势与制动扭矩相同。由图3～图6可以看出，四种制动条件下的材料刹车曲线变化趋势相同，两端较高，中间平缓，整个刹车过程，制动曲线较平稳；随着转动惯量的增加、转速增大，图5、图6与图3相比，刹车后期曲线“波动”明显。

图3 压力0.6MPa、惯量0.3 kg·m2、转速6000r/min的C/SiC制动曲线Fig.3 Braking curves of C/SiC composites at 6000r/min under 0.6MPa, 0.3kg·m2

图4 压力0.8MPa、惯量0.3 kg·m2、转速6000r/min的C/SiC制动曲线Fig.4 Braking curves of C/SiC composites at 6000r/min under 0.8MPa, 0.3kg·m2

图5 压力0.6MPa、惯量0.4 kg·m2、转速6000r/min的C/SiC制动曲线Fig.5 Braking curves of C/SiC composites at 6000r/min under 0.6MPa, 0.4kg·m2

图6 压力0.6MPa、惯量0.3 kg·m2、转速7500r/min的C/SiC制动曲线Fig.6 Braking curves of C/SiC composites at 7500r/min under 0.6MPa, 0.3kg·m2

C/SiC材料在刹车初期，刹车盘表面微凸体出现互相作用，使滑动方向上的阻力增加，从而引起刹车初期出现刹车扭矩增大的现象；同时由于微凸体的断裂会产生大量的磨粒，磨粒会在两摩擦表面产生犁沟作用，使摩擦扭矩增大，从而导致“前峰”现象[12]。随着材料表面的微凸体的磨损，其作用减弱，磨损的微凸体形成的磨屑、基体及纤维磨损形成的磨屑在两摩擦面之间形成摩擦膜，使摩擦趋于稳定，材料制动过程的扭矩变化也趋于稳定[17]。在刹车后期，速度降低，摩擦面之间的摩擦膜稳定状态被打破，摩擦主要受静摩擦系数影响，C/SiC材料静摩擦系数高于动摩擦系数，因而，材料之间的摩擦作用增强，出现“翘尾”现象[17-18]。

3 结论

（1）采用热解炭、树脂炭混合致密的C/C坯体，与纯热解炭的坯体相比，制备的RMI-C/SiC材料弯曲强度和挠度提高，材料断裂过程表现出台阶状的非线性特征。

（2）炭纤维经过SiC涂层、C+SiC涂层，再进行混合基体炭致密，制备的RMI-C/SiC材料弯曲强度提高，为132～143 MPa；且C+SiC复合涂层状态的材料断裂呈现逐层破坏机制，具有良好的“假塑性”。

（3）在制动压力为0.6～0.8 MPa、惯量0.3～0.4 kg·m2、转速6000～7500 r/min的条件下，

经C+SiC涂层的C/SiC材料制动曲线较平稳，具有较高的摩擦系数：0.348～0.454，且材料磨损量较低，最大为2.188 μm/(面·次)。