C/C-ZrC復合材料抗燒蝕性能研究

李翠艷， 暢麗媛， 曹麗云， 費　杰, 孔新剛

(陜西科技大學 材料科學與工程學院， 陜西 西安　710021)

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C/C-ZrC復合材料抗燒蝕性能研究

李翠艷， 暢麗媛， 曹麗云， 費杰, 孔新剛

(陜西科技大學 材料科學與工程學院， 陜西 西安710021)

摘要：本文采用微波水熱技術(shù)在碳纖維預(yù)制體中原位合成ZrO2，經(jīng)熱梯度化學氣相滲透致密化和高溫石墨化處理，制備了C/C-ZrC復合材料.利用氧乙炔焰測試C/C-ZrC復合材料的抗燒蝕性能，研究了ZrC含量對復合材料抗燒蝕性能的影響規(guī)律；借助XRD、SEM等測試手段分析復合材料燒蝕前后的物相及微觀結(jié)構(gòu).研究結(jié)果表明：C/C復合材料內(nèi)的ZrO2經(jīng)碳熱還原反應(yīng)后轉(zhuǎn)變?yōu)閬單⒚准塟rC顆粒，可彌散分布在基體碳中.當ZrC含量為7.33 wt%時，復合材料呈現(xiàn)出最低的燒蝕率，相比C/C復合材料，線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率分別降低了27.1%和37.9%.當ZrC含量為8.92 wt%時，復合材料中裂紋的增加是燒蝕性能降低的主要原因.裂紋不僅提供了氧擴散通道加速碳的氧化，而且裂紋的增加降低了復合材料的導熱系數(shù)，使復合材料在燒蝕過程具有較高的表面溫度以加速復合材料的燒蝕.

關(guān)鍵詞：C/C復合材料； 微波水熱； ZrC； 燒蝕性能

0引言

碳/碳(C/C)復合材料具有低密度、抗熱震、高導熱率和低的熱膨脹系數(shù)等特性，被認為是最理想的超高溫結(jié)構(gòu)材料之一，但C/C復合材料在高溫和高速氣流下顯著氧化和燒蝕，限制了其在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用[1,2].

ZrC是一種難熔金屬碳化物，熔點高達3 540 ℃，化學穩(wěn)定性好，抗熱震性能好[3].其氧化產(chǎn)物ZrO2的熔點為2 700 ℃，且具有較低的蒸汽壓，在燒蝕條件下形成玻璃態(tài)保護膜可降低氧擴散率，同時提高C/C復合材料的抗沖刷能力[4].把ZrC引入C/C復合材料制備成C/C-ZrC復合材料，綜合了超高溫陶瓷的高熔點、高化學穩(wěn)定性和C/C復合材料作為纖維復合材料和碳材料的優(yōu)點，是提高C/C復合材料抗燒蝕性能的有效方法之一.

崔紅等[5]通過將難熔金屬氧化物粉體加入到浸漬樹脂制得ZrC含量不同的C/C復合材料，采用電弧駐點燒蝕測試復合材料抗燒蝕性能，結(jié)果表明：摻雜量為5 wt% ZrC的復合材料展現(xiàn)出最優(yōu)的抗燒蝕性能，當駐點壓力為2.0 MPa,其線燒蝕率為0.23 mm/s.

沈?qū)W濤等[6]采用難熔金屬鹽溶液浸漬法制備了C/C-ZrC復合材料，研究了復合材料在氧乙炔燒蝕條件的燒蝕性能.結(jié)果表明：在氧乙炔燒蝕條件下,當ZrC含量為4.14 wt%時，復合材料線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率分別為5.1×10-4mm/s和6.2×10-4g/s.武海棠等[7]以聚合有機鋯和PCS為原料，采用前驅(qū)體浸漬裂解工藝制備了C/C-ZrC-SiC復合材料，其質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率隨著ZrC含量的增加先減小后增大，其中ZrC含量為17.45vol%的復合材料具有最優(yōu)的抗燒蝕性能, 即在等離子焰燒蝕300 s后，其質(zhì)量燒蝕率僅為1.77 mg/s，線燒蝕率為0.55μm/s.Wang等[8,9]通過反應(yīng)熔融浸滲工藝成功制備出C/C-ZrC和C/C-SiC-ZrC復合材料，并研究了材料形成的反應(yīng)動力學機理及抗燒蝕性能，氧乙炔燒蝕條件下C/C-ZrC復合材料線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率分別為0.002 mm/s和0.004 g/s.李照謙等[10]采用等溫化學氣相滲透結(jié)合反應(yīng)熔融浸漬的方法制備了C/C-SiC-ZrC復合材料，研究了復合材料的微觀結(jié)構(gòu)和燒蝕性能，結(jié)果表明當熔融反應(yīng)溫度為2 300 ℃時，C/C-SiC-ZrC復合材料在氧乙炔燒蝕條下具有優(yōu)異的燒蝕性能，線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率分別為1.33μm/s和0.24 mg/s.

上述工藝將ZrC顆粒引入C/C復合材料中有效的改善了復合材料的抗燒蝕性能，然而制備過程中存在ZrC顆粒分布不均、高溫熔液對碳纖維損傷、且部分液態(tài)前驅(qū)體具有毒性等問題，限制了復合材料抗燒蝕性能的進一步提高.

水熱技術(shù)是在亞臨界和超臨界條件下進行的合成反應(yīng)，水熱的超臨界流體狀態(tài)下物質(zhì)具有傳輸速度快且滲透能力強的特點.結(jié)合微波加熱的特點，微波水熱反應(yīng)不僅可以有效提高材料制備的效率，而且生成的氧化物易于在C/C復合材料中形成彌散分布，有利于燒蝕性能的提高.曹麗云等[11]已采用微波水熱技術(shù)將Al(PO3)3顆粒用于C/C復合材料的低溫抗氧化改性.經(jīng)473 K、60 min微波水熱改性的C/C復合材料在973 K空氣下氧化10 h后，質(zhì)量失重僅為11 mg/cm2.

本研究利用微波水熱反應(yīng)將ZrO2顆粒引入C/C復合材料，經(jīng)熱梯度化學氣相滲透(TCVI)致密化和高溫石墨化處理，制備了C/C-ZrC復合材料，研究了ZrC的加入量對C/C復合材料抗燒蝕性能的影響規(guī)律及復合材料的抗燒蝕機理.

1實驗部分

1.1C/C-ZrC復合材料的制備

首先將碳纖維預(yù)制體置于等溫化學氣相沉積爐沉積，得到含有預(yù)碳層的碳纖維預(yù)制體(～0.72 g/cm3)，將預(yù)制體加工成Ф30 mm×10 mm的圓片樣；以ZrCl4為鋯源前驅(qū)物，配置0.5 mol/L的ZrCl4溶液，并用濃度為2 mol/L的NaOH溶液調(diào)節(jié)溶液的pH值為13；然后將預(yù)制體圓片樣與配置好的ZrCl4溶液一同置于反應(yīng)罐內(nèi)，進行微波水熱反應(yīng)，微波水熱反應(yīng)溫度為200 ℃，時間為40 min；微波水熱反應(yīng)將ZrO2顆粒引入碳纖維預(yù)制體內(nèi)，然后進行TCVI熱解碳致密化，最后將致密化后的試樣在氬氣氣氛進行高溫處理得到C/C-ZrC復合材料，高溫處理過程中引入到碳纖維預(yù)制體中的ZrO2與碳發(fā)生碳熱還原反應(yīng)，如式(1)所示：

ZrO2(s)+3C(s)→ZrC(s)+2CO(g)

(1)

C/C-ZrC復合材料中ZrC的含量通過微波水熱反應(yīng)次數(shù)控制，根據(jù)公式(2)可以計算出復合材料中ZrC的質(zhì)量百分含量.

(2)

式中：m0-微波水熱處理前碳纖維預(yù)制體的質(zhì)量(g)；m1—微波水熱處理后含ZrO2碳纖維預(yù)制體的質(zhì)量(g)；m1- m0—引入到碳纖維預(yù)制體中ZrO2的質(zhì)量(g)；m—制備的復合材料的最終質(zhì)量(g)；MZrC和MZrO2分別為ZrC和ZrO2的分子量.

1.2測試與表征

C/C-ZrC復合材料的密度用體積密度表征，即分別測定試樣的質(zhì)量和體積，根據(jù)式(3)計算出材料的密度.

m=ρV

(3)

式中:m—試樣質(zhì)量(g)；V—試樣體積(cm3).

氧乙炔燒蝕測試按照GJB323A-96標準進行，將制備的復合材料加工成圓柱狀試樣，試樣尺寸為Φ30 mm×10 mm.燒蝕時噴嘴到試樣初始表面的距離都是10 mm.燒蝕開始時，噴槍將約2 800 ℃～3 000 ℃的焰流以90 °角沖蝕試樣中心，燒蝕的時間為60 s, 試樣表面中心區(qū)域的燒蝕溫度通過光學高溫計測量.通過測量試樣燒蝕時間、燒蝕前后試樣的厚度和質(zhì)量變化來計算材料的燒蝕率.分別用線燒蝕率(Rl，式(4))和質(zhì)量燒蝕率(Rm，式(5))表征材料的燒蝕性能.

(4)

(5)

式中，Rl—試樣的線燒蝕率(mm/s)；d0—試樣燒蝕前的中心厚度(mm);d1—試樣燒蝕后的中心厚度(mm)；Rm—試樣的質(zhì)量燒蝕率(g/s)；m0—試樣燒蝕前質(zhì)量(g)；m1—試樣燒蝕后的質(zhì)量(g)；t—燒蝕時間(s).

采用X射線衍射儀(XRD，X′pert Highscore)對復合材料的物相進行測定.實驗條件為Cu靶Kα線，X-射線波長λ=0.154 056 nm，管壓40 kv，管流40 mA，2θ掃描范圍度15 °～85 °，步寬0.02 °.采用JSM-6460型掃描電鏡(SEM)觀察材料的微觀組織形貌和試樣燒蝕前后的表面形貌.

2結(jié)果與討論

2.1C/C-ZrC復合材料物相與微觀結(jié)構(gòu)分析

表1給出了所制備的C/C-ZrC復合材料密度和ZrC含量數(shù)據(jù).可以看出，復合材料的密度隨著ZrC含量增加而略有增大，這主要是由于ZrC具有高的密度，約為6.70 g/cm3.

表1　不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料密度

圖1為所制備復合材料的XRD圖譜，可以看出在XRD圖譜中的26.3 °、42.5 °和49.5 °分別對應(yīng)了碳的(0 0 2)、(0 2 0)及(1 0 0)晶面的衍射峰.圖譜中32.8 °、38.1 °、55.1 °和65.7 °分別對應(yīng)了ZrC的(1 1 1)、(2 0 0)、 (2 2 0)和(3 1 1)面的衍射峰，表明采用微波水熱在碳纖維預(yù)制體內(nèi)引入的ZrO2顆粒經(jīng)高溫石墨化處理轉(zhuǎn)變?yōu)閆rC，實現(xiàn)將ZrC引入C/C復合材料的目的，且隨著ZrC含量的增加，C/C-ZrC復合材料中ZrC峰強度越高.

圖1　不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料的XRD圖譜

圖2為不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料的背散射圖.從XRD結(jié)果分析可知石墨化后通過微波水熱引入的ZrO2完全轉(zhuǎn)變?yōu)閆rC，背散射圖譜中的白色相是ZrC.對比不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料的ZrC分布可知：當ZrC含量較低時，如圖2(a)和2(b)所示，ZrC趨于在碳纖維束內(nèi)分布，纖維束間分布較少，這與合成的ZrO2主要依附在碳纖維表面生長有關(guān)，隨著ZrC含量的增加，纖維束間ZrC含量增多，ZrC在復合材料中的分布趨于均勻，如圖2(c)所示，繼續(xù)增大ZrC的含量，由于ZrO2的團聚，使得ZrC的分布也出現(xiàn)了偏聚，如圖2(d)所示.當ZrC含量為7.33 wt%時，C/C-ZrC復合材料內(nèi)的ZrC顆粒分布較均勻，ZrC顆粒尺寸為亞微米級.

(a)2.25 wt%　　　(b)4.12 wt%

(c)7.33 wt%　　　(d)8.92 wt%圖2　不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料的背散射圖

2.2C/C-ZrC復合材料的燒蝕性能

圖3為不同ZrC含量的C/C-ZrC復合材料的線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率.隨著ZrC含量的增加，復合材料的線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率呈現(xiàn)了相似的趨勢.當ZrC含量低于7.33 wt%時，隨著ZrC含量的增加，燒蝕率降低.當ZrC含量為7.33 wt%時，復合材料呈現(xiàn)出最低的燒蝕率，和C/C復合材料相比，線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率分別降低了27.1%和37.9%.在C/C復合材料中引入ZrC提高了復合材料的燒蝕性能.當ZrC含量大于7.33 wt%時，隨著ZrC含量的增加，燒蝕率增加.

圖3　C/C-ZrC復合材料的線燒蝕率和質(zhì)量燒蝕率

圖4為不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料燒蝕后的XRD圖譜.從圖中可以發(fā)現(xiàn)燒蝕后C/C-ZrC復合材料出現(xiàn)了ZrO2的衍射峰，而且隨著ZrC含量的增加，XRD圖譜中的ZrO2峰強度越高，說明燒蝕過程中生成的ZrO2量越多.

圖4　C/C-ZrC復合材料燒蝕后的XRD圖譜

(a)0 wt%　　　　 (b)2.25 wt%

(c)4.12 wt%　　　 (d)5.65 wt%

(e)7.33 wt%　　　 (f)8.92 wt%圖5　C/C-ZrC復合材料燒蝕后的形貌

圖5為不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料燒蝕后的微觀形貌.在C/C復合材料中，碳纖維和基體界面處存在大量的孔隙，碳纖維燒蝕成針狀，燒蝕沿纖維軸向擴展，且復合材料中存在大量由于纖維和基體的燒蝕和斷裂而留下的孔洞(如圖5(a)所示).對于C/C-ZrC復合材料，在碳纖維周圍存在較多基體碳，且碳纖維端部燒蝕后較為平整，在碳纖維間隙內(nèi)可以看到白色的燒蝕產(chǎn)物，根據(jù)XRD的分析結(jié)果，可以推斷該白色的燒蝕產(chǎn)物即為ZrO2.當ZrC含量為2.25 wt%時，其燒蝕形貌基本與未改性C/C復合材料類似，碳纖維呈針狀，纖維與基體之間界面處燒蝕嚴重，如圖5(b)所示.隨著ZrC含量的增加，燒蝕形成的ZrO2量明顯增多，不僅存在碳纖維孔隙之間，而且也分布在燒蝕表面，如圖5(c)、5(d)、5(e)所示.由于燒蝕形成的ZrO2量的增多，對基體碳材料的保護也更加明顯，可以發(fā)現(xiàn)更多的碳基體和碳纖維殘留在燒蝕表面.

2.3C/C-ZrC復合材料的抗燒蝕機理

C/C復合材料的燒蝕機理涉及到材料的熱化學燒蝕、熱物理燒蝕和機械剝蝕[12,13].C/C復合材料的熱化學燒蝕是指碳在高溫燃氣條件下與燃氣中的含氧組分(O2，H2O和CO2等)發(fā)生的化學反應(yīng)(主要是氧化)，造成材料表面的碳以CO或CO2的形式損失掉；機械剝蝕是指材料在高溫燃氣的沖刷作用下纖維或者基體產(chǎn)生顆粒狀或片狀剝落；熱物理燒蝕主要是碳在高溫燃氣條件下發(fā)生物理變化而產(chǎn)生的質(zhì)量消耗，針對C/C復合材料主要指碳的升華.但是它們之間不是孤立的，相互間存在著復雜的影響.燃氣的熱物理作用會使材料因內(nèi)應(yīng)力或者熱膨脹產(chǎn)生裂紋，更嚴重的會導致材料表面發(fā)生剝落，從而增大材料的機械剝蝕，而且裂紋會給氧提供進入材料內(nèi)部的通道而加大材料的熱化學剝蝕.但熱化學燒蝕會使材料表面變粗糙，表面材料強度降低，從而在燃氣沖刷下發(fā)生機械剝蝕.

在C/C復合材料內(nèi)引入ZrC，一方面由于ZrC的存在，在燒蝕過程中ZrC與O2反應(yīng)消耗了高溫氣流環(huán)境中的部分氧氣，削弱了熱化學燒蝕過程中碳纖維及基體碳的氧化程度.高溫條件下形成的熔融氧化物層可以有效阻止氧的擴散，抑制碳的氧化，從而改善復合材料的抗燒蝕性能；另一方面，C/C-ZrC復合材料中加入一定量的ZrC并彌散分布在碳基體中，ZrC具有高熔點、高硬度、高的化學穩(wěn)定性、耐蝕、耐熱沖擊等優(yōu)異的性能，在界面結(jié)合適宜的情況下，可有效提高材料整體的抗機械磨蝕和沖刷性能.

根據(jù)傳統(tǒng)的碳化物改性C/C復合材料的抗燒蝕機理，隨著ZrC含量的增加，復合材料的抗燒蝕性能應(yīng)是持續(xù)提高的.然而，當ZrC含量大于7.33 wt%時，復合材料的抗燒蝕性能降低.復合材料中裂紋的增加是燒蝕性能降低的主要原因.一方面，裂紋提供了氧擴散通道加速碳的氧化;另一方面，裂紋的增加降低了復合材料的導熱系數(shù)[14-16].高的導熱系數(shù)可提高中心燒蝕區(qū)域的熱擴散，使燒蝕中心溫度降低，從而改善復合材料燒蝕性能.

圖6 為無裂紋和有裂紋區(qū)域的C/C-ZrC復合材料燒蝕后的形貌.在燒蝕初期(20 s)，無裂紋和有裂紋區(qū)域的C/C-ZrC復合材料燒蝕后的形貌區(qū)別很小，如圖6(a)、6(b)所示.然而，燒蝕60 s后，兩者的燒蝕形貌有顯著的區(qū)別.復合材料無裂紋區(qū)域的燒蝕形貌趨于一致，如圖6(c)所示.復合材料裂紋區(qū)域燒蝕后，由于裂紋區(qū)域的易氧化使其在燒蝕過程中變?yōu)閷挼目紫?，如圖6(d)所示.裂紋的存在使得內(nèi)部的纖維和基體易發(fā)生快速的氧化.在高溫、高壓和高速燃氣條件下，氧化造成的局部區(qū)域力學性能的惡化造成復合材料的機械剝落，使得復合材料的裂紋區(qū)域燒蝕更為顯著.

(a)無裂紋區(qū)域的燒蝕20 s (b) 裂紋區(qū)域的燒蝕20 s

(c)無裂紋區(qū)域的燒蝕60 s (d)有裂紋區(qū)域的燒蝕60 s圖6　C/C-ZrC復合材料燒蝕后的形貌

圖7為不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料燒蝕過程的表面溫度.可以看出，引入ZrC后復合材料燒蝕過程的表面溫度降低，其中ZrC含量為7.33 wt%時復合材料的表面溫度最低.低的反應(yīng)溫度可以降低碳材料的氧化速率，有利于緩解碳材料的氧化.因此，C/C復合材料中引入ZrC可以有效的改善復合材料的抗燒蝕性能.然而，ZrC含量為8.92 wt%時復合材料的表面溫度高于含量為7.33 wt%時的復合材料，這主要是由于ZrC含量為8.92 wt%時復合材料中裂紋的產(chǎn)生.復合材料的導熱系數(shù)對裂紋是敏感的，材料中裂紋含量越多，復合材料導熱系數(shù)越低.導熱系數(shù)的降低使燒蝕過程燒蝕區(qū)域熱擴散降低，因此復合材料表現(xiàn)為較高的表面溫度，使得復合材料的抗燒蝕性能降低.

圖7　不同ZrC含量C/C-ZrC復合材料的表面燒蝕溫度

3結(jié)論

(1)利用微波水熱反應(yīng)將ZrO2顆粒引入C/C復合材料，經(jīng)熱梯度化學氣相滲透致密化和高溫石墨化處理，制備了C/C-ZrC復合材料.碳纖維預(yù)制體內(nèi)的ZrO2經(jīng)高溫處理碳熱還原反應(yīng)后轉(zhuǎn)變?yōu)閬單⒚譠rC顆粒，當ZrC含量為7.33 wt%時，C/C-ZrC復合材料內(nèi)的ZrC顆粒分布均勻.

(2)隨著ZrC含量的增加，C/C-ZrC復合材料的燒蝕率降低，當ZrC含量為7.33 wt%時，復合材料呈現(xiàn)出最低的燒蝕率.當ZrC含量大于7.33 wt%時，復合材料的抗燒蝕性能降低.復合材料中裂紋的增加是燒蝕性能降低的主要原因.一方面，裂紋提供了氧擴散通道加速碳的氧化;另一方面，裂紋的增加降低了復合材料的導熱系數(shù)，使復合材料表現(xiàn)為較高的表面溫度，導致復合材料的抗燒蝕性能降低.

參考文獻

[1] 李賀軍.炭/炭復合材料[J].新型炭材料,2001,16(2):7-8.

[2] N.S.Jacobson,D.M.Curry.Oxidation microstructure studies of reinforced carbon/carbon[J].Carbon,2006,44(7):1 142-1 150.

[3] C.R.Wang,J.M.Yang,W.Hoffman.Thermal stability of refractory carbide/boride composites[J].Mater.Chem.Phys,2002,74(3):272-281.

[4] Q.M.Liu,L.T.Zhang,J.Liu,et al.The oxidation behavior of SiC-ZrC-SiC coated C/SiC minicomposites at ultrahigh temperatures[J].J.Am.Ceram.Soc.,2010,93(12):3 990-3 992.

[5] 崔紅,蘇君明,李瑞珍,等.添加難熔金屬碳化物提高C/C復合材料抗燒蝕性能的研究[J].西北工業(yè)大學學報,2000,18(4):669-673.

[6] X.T.Shen,K.Z.Li,H.J.Li,et al.Microstructure and ablation properties of zirconium carbide doped carbon/carbon composites[J].Carbon,2010,48:344-351.

[7] 武海棠,魏璽,于守泉,等.整體抗氧化C/C-ZrC-SiC復合材料的超高溫燒蝕性能研究[J].無機材料學報,2011,26(8):852-856.

[8] Y.G.Wang,X.J.Zhu,L.T.Zhang,et al.Reaction kinetics and ablation properties of C/C-ZrC composites fabricated by reactive melt infiltration[J].Ceram.Int.,2011,37(4):1 277-1 283.

[9] Y.G.Wang,X.J.Zhu,L.T.Zhang,et al.C/C-SiC-ZrC composites fabricated by reactive melt infiltration with Si0.87Zr0.13alloy[J].Ceram.Int.,2012,38(5):4 337-4 343.

[10] Z.Q.Li,H.J.Li,S.Y Zhang.Effect of reaction melt infiltration temperature on the ablation properties of 2D C/C-SiC-ZrC composites[J].Corros.Sci.,2012,58:12-19.

[11] L.Y.Cao,Q.Mi,J.F.Huang,et al.Influence of hydrothermal treatment temperature on oxidation modification of C/C composites with aluminum phosphates solution by a microwave hydrothermal process[J].Corros.Sci.,2010,52:3 757-3 762.

[12] 沈?qū)W濤,李克智,李賀軍,等.碳化鉿改性炭/炭復合材料喉襯的熱化學燒蝕[J].無機材料學報,2011,26(4):427-432.

[13] 李淑萍,李克智,郭領(lǐng)軍,等.HfC改性C/C復合材料整體喉襯的燒蝕性能研究[J].無機材料學報,2008,23(6):1 155-1 158.

[14] C.Vincent,J.F.Silvain,J.M.Heintz,et al.Effect of porosity on the thermal conductivity of copper processed by powder metallurgy[J].J.Phys.Chem.Solids,2012,73:499-504.

[15] E.Kamseu, B.Nait-Ali,M.C.Bignozzi,et al.Bulk composition and microstructure dependence of effective thermal conductivity of porous inorganic polymer cements[J].J.Eur.Ceram.Soc.,2012,32:1 593-1 603.

[16] J.Bourret,N.Tessier Doyen,B.Nait-Ali,et al.Effect of the pore volume fraction on the thermal conductivity and mechanical properties of kaolin-based foams[J].J.Eur.Ceram.Soc.,2013,33:1 487-1 495.

The ablation resistance properties of C/C-ZrC composites

LI Cui-yan, CHANG Li-yuan, CAO Li-yun, FEI Jie, KONG Xin-gang

(School of Materials Science and Engineering, Shaanxi University of Science & Technology, Xi′an 710021, China)

Abstract: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 ZrO2in the composites was fully converted into submicrometer ZrC by a carbothermal reduction reaction of ZrO2with 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 attributed to the increasing number of cracks 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 to diffuse.Furthermore,cracks can reduce the thermal conductivity of the composites,which results in an increase in ablation temperature and acceleration of ablation.

Key words:C/C composites; microwave-hydrothermal; ZrC; ablation

中圖分類號：TB332

文獻標志碼：A

文章編號：1000-5811(2015)05-0060-06

作者簡介:李翠艷(1979-)，女，陜西西安人，講師，博士,研究方向：納米材料及復合材料

基金項目：國家自然科學基金項目(51302160); 陜西省科技廳自然科學基礎(chǔ)研究計劃項目(2014JQ6226); 陜西科技大學博士科研啟動基金項目(BJ14-15)

收稿日期:*2015-04-19