摘要：采用無涂層、SiC 涂層、C 和 SiC 復(fù)合涂層處理的炭布 / 網(wǎng)胎預(yù)制體，經(jīng)過 CVD 和樹脂浸漬 / 炭化混合致密，制備了 4種 C/C 坯體，隨后熔融滲硅獲得 C/SiC 復(fù)合材料；研究了不同纖維涂層、基體炭類型對 C/SiC 復(fù)合材料彎曲強度和斷裂方式的影響，并對復(fù)合涂層狀態(tài)的 C/SiC 材料的摩擦磨損性能進(jìn)行測試。結(jié)果表明：混合基體炭與純熱解炭的 C/C 坯體相比，制備的 RMI-C/SiC 材料彎曲強度更高，且經(jīng)過涂層處理的 C/SiC 材料彎曲強度最高；復(fù)合涂層、混合基體炭均使材料表現(xiàn)出良好的“假塑性”。復(fù)合涂層處理的試樣在制動壓力 0.6~0.8 MPa、慣量 0.3~0.4 kg·m²、轉(zhuǎn)速為 6000~7500 r/min 的條件下，平均摩擦系數(shù)為0.348~0.454，且材料磨損量較小，最大為 2.188 μm/( 面·次 )。

關(guān)鍵詞：C/SiC 復(fù)合材料；C/C 坯體；彎曲性能；摩擦磨損 
     
 引言

C/SiC 復(fù)合材料具有高比強度、高比模量、耐高溫、耐磨損、使用壽命長、對環(huán)境適應(yīng)性強等一系列優(yōu)點，在航空航天領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用。如航天飛行器的頭錐、機(jī)翼前緣，液體火箭發(fā)動機(jī)燃燒室、噴管，航空發(fā)動機(jī)尾噴管調(diào)節(jié)片、密封片等。作為摩擦材料，C/ SiC 摩擦性能高而穩(wěn)定，代表著當(dāng)前制動材料的最高水平，已經(jīng)在一些跑車如 Por-sche、Ferrari 和 Daimler Chrysle 上得到應(yīng)用。

C/SiC 制備方法有化學(xué)氣相滲透（CVI）、先驅(qū)體浸漬 - 裂解法（PIP）、熔融滲硅（RMI/LSI）等。其中，熔融滲硅法在 20 世紀(jì) 80 年代德國的 Firzer 首創(chuàng)以來，因其生產(chǎn)周期短，成本低，成為非常具有市場競爭力的工業(yè)化生產(chǎn)技術(shù)。RMI 工藝制備的 C/SiC 復(fù)合材料受多種因素的影響，本研究主要通過對不同結(jié)構(gòu)狀態(tài)的 C/C 坯體進(jìn)行熔融滲硅，研究不同的基體炭類型、不同的炭纖維涂層狀態(tài)，對制備的 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲性能的影響，并對多涂層 C/C 坯體制備的 C/SiC 復(fù)合材料進(jìn)行摩擦磨損性能進(jìn)行考核。

1 試驗
1.1 C/SiC 復(fù)合材料的制備

試驗所用纖維預(yù)制體為 3K 斜紋炭布 / 網(wǎng)胎結(jié)構(gòu)，初始密度為 0.33~0.39 g/cm³。在炭纖維上沉積 SiC 涂層、C 和 SiC 復(fù)合涂層，經(jīng)化學(xué)氣相沉積、糠酮樹脂浸漬 / 碳化工藝致密，形成具有不同結(jié)構(gòu)狀態(tài)的 C/C 坯體，隨后在真空滲硅爐中熔融滲硅獲得 C/SiC 復(fù)合材料。C/C 坯體的狀態(tài)及熔融滲硅后的密度見表 1。

表 1 C/C 坯體結(jié)構(gòu)及滲硅后的材料密度

1.2 性能測試

C/SiC 復(fù)合材料的三點彎曲試樣尺寸為 55 mm×10 mm×4 mm，在 INSTRON 4505 型電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行彎曲性能測試。采用 JSM-6460LV 型掃描電子顯微鏡對材料斷口形貌進(jìn)行觀察。

摩擦磨損試驗采用 MM-1000 型摩擦磨損試驗機(jī)，進(jìn)行模擬剎車試驗。本試驗靜盤和動盤均為 RMI-C/SiC 復(fù)合材料，靜盤的外徑為 87 mm，內(nèi)徑為53 mm，厚度為 10 mm，動盤的外徑為 75 mm，內(nèi)徑為 53 mm，厚度為 10 mm。將動盤和靜盤通過工裝裝卡后固定在試驗機(jī)上，調(diào)整試驗參數(shù)進(jìn)行動盤和靜盤試樣對磨面的初步磨合，使動盤和靜盤的摩擦面較平整，隨后對試樣進(jìn)行尺寸測量，按照試驗設(shè)定參數(shù)（表 2）進(jìn)行摩擦磨損性能測試。試驗過程中，每一試驗條件進(jìn)行多次剎車試驗，測試完畢后，測量試樣盤圓周均布的 4 點處摩擦前后的尺寸變化，取平均值得到線性磨損。試驗機(jī)直接記錄摩擦系數(shù)和制動力矩、制動壓力等隨時間的變化。

表 2 摩擦磨損試驗條件

2 結(jié)果與討論

2.1 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲性能

表 3 為熔融滲硅后的 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲性能情況。不同的 C/SiC 材料的性能差別較大，純熱解炭坯體制備的 C/SiC 材料與熱解炭 + 樹脂炭的混合基體制備的 C/SiC 材料相比，后者的彎曲強度比前者高，為 110 MPa，且其彎曲撓度也高于前者。與試樣 2 相比，試樣 3 和試樣 4 對炭纖維進(jìn)行涂層處理，材料的彎曲強度、模量均高于未經(jīng)涂層處理的試樣 2。試樣 3 與試樣 4 相比，單一 SiC 涂層結(jié)構(gòu)的試樣 3 彎曲強度（143 MPa）略高于 C+SiC 復(fù)合涂層的試樣 4 （132 MPa），但其彎曲撓度低于試樣 4。

表 3 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲性能

上述 C/C 坯體對復(fù)合材料彎曲性能的影響主要在于纖維涂層、基體炭等的界面結(jié)合，以及不同涂層在界面層制備、熔融滲硅過程對材料的作用。界面是復(fù)合材料重要的組成部分，上述四種試樣的 C/ C 坯體具有不同的界面結(jié)構(gòu)，因而其制備的 C/SiC 復(fù)合材料的界面性能也不同。復(fù)合材料主要依賴于纖維 / 基體間的界面結(jié)合來傳遞載荷，界面結(jié)合強度太高會使復(fù)合材料表現(xiàn)出脆性斷裂的行為；太弱則不能傳遞載荷，纖維起不到增強作用；只有界面結(jié)合強度適中時，裂紋在界面偏轉(zhuǎn)，材料表現(xiàn)出非線性。炭纖維上沉積的 C、SiC 涂層在 RMI 過程中可減少熔融硅對纖維的侵蝕，提高材料的性能。

圖 1 為四種 C/SiC 材料的彎曲載荷 - 位移曲線，試樣 1~ 試樣 4 的載荷 - 位移曲線的表現(xiàn)形式不同。圖中試樣 1 和試樣 3 在達(dá)到最高載荷后快速降低，特別是試樣 1，在載荷達(dá)到最大值時突然下降，表現(xiàn)出較明顯的脆性破壞。試樣 2 和試樣 4 的彎曲載荷 - 位移曲線包括線性和非線性兩個階段，非線性階段出現(xiàn)特有的臺階變化形式，材料表現(xiàn)出良好的“假塑性”。在載荷作用下，裂紋從試樣基體層開始擴(kuò)展，遇到質(zhì)軟的熱解炭涂層發(fā)生偏轉(zhuǎn)，熱解炭與纖維脫粘，消耗大量了大量的能量，載荷 - 位移曲線出現(xiàn)明顯的“臺階狀”；隨著裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展，纖維脫粘拔出，載荷 - 位移曲線出現(xiàn)平臺，隨著纖維束的斷裂，載荷急劇下降，直至彎曲過程完成。綜合彎曲性能數(shù)據(jù)分析，試樣 2 和試樣 4 兩種 C/SiC 材料斷裂均表現(xiàn)了一定的“韌性”，且試樣 4 在具有一定“韌性”的基礎(chǔ)上，彎曲強度和彎曲模量較高。

圖 1 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲載荷 - 位移曲線

上述 4 種 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲斷口形貌見圖 2，試樣 1~ 試樣 4 呈現(xiàn)出不同的斷口形貌。圖 2（a）為試樣 1 的斷口形貌，試樣斷口較為平整，纖維拔出較短，說明 C/C 坯體的炭纖維與基體之間結(jié)合較強，相應(yīng) C/SiC 復(fù)合材料的基體與纖維之間仍保持較強的界面結(jié)合強度，彎曲斷裂時纖維難以脫粘拔出，因而試樣斷口平整；圖 2（c）試樣 3 的斷口形貌中纖維拔出與試樣 1 類似，纖維拔出也較短，且試樣斷口較平整。圖 2（b）和（d）中試樣 2、試樣 4 的彎曲斷口有大量的纖維拔出和脫粘，圍繞炭纖維的部分涂層（熱解炭）剝落 , 但仍有一部分留在炭纖維上 , 這樣使得其纖維或纖維束在拔出過程中具有較大阻力 , 且多層界面層增加了裂紋的擴(kuò)展路徑 ，從而在彎曲斷裂時既有較高的彎曲強度 , 又有較大的位移 。

圖 2 C/SiC 復(fù)合材料的彎曲斷口形貌

2.2 C/SiC 復(fù)合材料的摩擦磨損性能

對彎曲強度、模量較高且具有較好“韌性”的試樣 4 進(jìn)行摩擦磨損試驗，試驗結(jié)果見表 4。表 4 中，摩擦系數(shù)的穩(wěn)定性系數(shù) S 由公式（1）計算 ：

式中，μcp 為平均摩擦系數(shù)，μmax 為最大摩擦系數(shù)。S 越大，表明在剎車過程中的摩擦系數(shù) μ 越穩(wěn)定。

表 4不同試驗條件下的材料摩擦性能

表 4 中，在轉(zhuǎn)速和慣量不變的情況下，制動壓力由 0.6 MPa 提高到 0.8 MPa，平均摩擦系數(shù)由 0.454降低為 0.382，同時制動時間減少。這是因為制動壓力增加，導(dǎo)致試樣表面的微凸體變形增大，使對偶件的接觸面積增加、摩擦力增大，表現(xiàn)為制動時間縮短；且在此制動壓力范圍，摩擦力增加的幅度小于制動壓力增加的幅度，故摩擦系數(shù)降低。保持轉(zhuǎn)速 6000 r/min、制動壓力 0.6 MPa 不變，慣量由 0.3 kg·m² 增加到 0.4 kg·m²  ，制動能量增加，平均摩擦系數(shù)降低，制動時間由 9.329 s 增加為 14.303 s。隨剎車能量的增加，摩擦材料的能量吸收量增大，摩擦面的溫度升高，摩擦件表面起犁溝阻力的硬質(zhì)相顆粒變軟，因此摩擦系數(shù)變小 。在制動壓力為0.6 MPa，慣量為 0.3 kg·m²  的情況下，C/SiC 試樣轉(zhuǎn)速由 6000 r/min 增加到 7500 r/min，剎車能量（單位面積能載）由 2574 J/cm2 增加為 3999 J/cm² ，平均摩擦系數(shù)降低，導(dǎo)致制動時間延長，由 9.329 s 增加為15.173 s。

在 C/SiC 對偶摩擦試驗中，不同試驗條件下，動盤和靜盤的線磨損量差別較大，動盤的線性磨損均高于靜盤，且隨著剎車條件的改變，動盤的線性磨損變化較小，但靜盤的線性磨損量隨著剎車能量的增大，呈現(xiàn)出逐漸增大的趨勢。在摩擦過程，材料的磨損通常與摩擦系數(shù)存在密切關(guān)系 ，摩擦系數(shù)增大，摩擦件之間相互剪切作用增大，摩擦表層材料被剪斷、脫落，表現(xiàn)為磨損增加。表 4 中，隨著摩擦系數(shù)的增大，C/SiC 摩擦動盤的線磨損量逐漸增大，但靜盤的線磨損未表現(xiàn)出此規(guī)律。這是因為 C/ SiC 材料的摩擦磨損是一個復(fù)雜的過程，受材料組成、制動條件等的影響，使得其磨損較為復(fù)雜。

圖 3~ 圖 6 為試樣不同制動條件下摩擦扭矩的變化曲線。在 C/SiC 試樣的制動過程中，制動壓力不變，轉(zhuǎn)速不斷降低，摩擦系數(shù)隨制動時間的變化趨勢與制動扭矩相同。由圖 3~ 圖 6 可以看出，四種制動條件下的材料剎車曲線變化趨勢相同，兩端較高，中間平緩，整個剎車過程，制動曲線較平穩(wěn)；隨著轉(zhuǎn)動慣量的增加、轉(zhuǎn)速增大，圖 5、圖 6 與圖 3 相比，剎車后期曲線“波動”明顯。

圖 3 壓力 0.6MPa、慣量 0.3 kg·m2 、轉(zhuǎn)速 6000r/min 的 C/SiC 制動曲線

圖 4 壓力 0.8MPa、慣量 0.3 kg·m2 、轉(zhuǎn)速 6000r/min 的C/SiC 制動曲線

圖 5 壓力 0.6MPa、慣量 0.4 kg·m2 、轉(zhuǎn)速 6000r/min 的 C/SiC 制動曲線

圖 6 壓力 0.6MPa、慣量 0.3 kg·m2 、轉(zhuǎn)速 7500r/min 的 C/SiC 制動曲線

C/SiC 材料在剎車初期，剎車盤表面微凸體出現(xiàn)互相作用，使滑動方向上的阻力增加，從而引起剎車初期出現(xiàn)剎車扭矩增大的現(xiàn)象；同時由于微凸體的斷裂會產(chǎn)生大量的磨粒，磨粒會在兩摩擦表面產(chǎn)生犁溝作用，使摩擦扭矩增大，從而導(dǎo)致“前峰”現(xiàn)象。隨著材料表面的微凸體的磨損，其作用減弱，磨損的微凸體形成的磨屑、基體及纖維磨損形成的磨屑在兩摩擦面之間形成摩擦膜，使摩擦趨于穩(wěn)定，材料制動過程的扭矩變化也趨于穩(wěn)定 。在剎車后期，速度降低，摩擦面之間的摩擦膜穩(wěn)定狀態(tài)被打破，摩擦主要受靜摩擦系數(shù)影響，C/SiC 材料靜摩擦系數(shù)高于動摩擦系數(shù)，因而，材料之間的摩擦作用增強，出現(xiàn)“翹尾”現(xiàn)象 。

3 結(jié)論

（1）采用熱解炭、樹脂炭混合致密的 C/C 坯體，與純熱解炭的坯體相比，制備的 RMI-C/SiC 材料彎曲強度和撓度提高，材料斷裂過程表現(xiàn)出臺階狀的非線性特征。

（2）炭纖維經(jīng)過 SiC 涂層、C+SiC 涂層，再進(jìn)行混合基體炭致密，制備的 RMI-C/SiC 材料彎曲強度提高，為 132~143 MPa；且 C+SiC 復(fù)合涂層狀態(tài)的材料斷裂呈現(xiàn)逐層破壞機(jī)制，具有良好的“假塑性”。

（3）在制動壓力為 0.6~0.8 MPa、慣量 0.3~0.4 kg·m² 、轉(zhuǎn)速 6000~7500 r/min 的條件下，

經(jīng) C+SiC 涂層的 C/SiC 材料制動曲線較平穩(wěn)，具有較高的摩擦系數(shù)：0.348~0.454，且材料磨損量較低，最大為 2.188 μm/( 面·次 )。

作者：龐菲，李輝，吳小軍，王毅，

西安航天復(fù)合材料研究所、火箭軍駐第四研究院軍事代表室

文章來源于《炭素》2018年第3期