树脂浸渍法增密制备炭复合材料

液相浸渍工艺是制备C／C复合材料的重要工艺之一，本论文采用CvD相浸渍工艺制备了C／C复合材料，并对其力学性能、导热系数、摩擦磨损等性能进行了检测和分析，研究了材料工艺一结构一性能的相互关系。研究结果表明：由于硼酚醛树脂中的硼和后来加入的2Wt％170一24lMPa；弯曲强度在平行方向为125—20lMPa：剪切强度为12—16MPa。分析C／C复合材料的弯曲断裂行为和断口表明，炭纤维基体先进行CvD增密，太强．容易引起脆性断裂，不适合在样品增密的初始阶段作浸渍剂。c／c墨化程度高，导热系数越大。材料结构、纤维含量、类型及增强方式等对复合材料的导热系数也有一定影响。在转速为7500rpm，惯性当量为30Kg·m2，压力为0．6MPa和1MPa下，自制样品的摩擦系数值在O．21～0．34之间，刹车曲线随热处理温度提高，趋于平稳，无波动，线性磨损量在2．0pm／次·单面以下：一般情况下，随石墨化度的升高，c／C复合材料的摩擦系数减小，刹车性能曲线趋于平稳。磨损量也受石墨化度影响较大。一般石墨化度较高的样品，机械磨损较大，氧化磨损较小。相对而言．浸渍剂为硼酚醛树脂和为呋喃树脂得到的C／c的石墨化度和导热系数优于后者。但用呋喃树脂浸渍的样品摩擦磨损性能也较好．力学性能比较，呋喃树脂浸渍的样品抗压强度最高，韧性较好：纯硼酚醛树脂浸渍的样品弯曲强度最高．韧性最好。树脂浸渍法制各C，C关键词：c／cTheprocedureofliquidimpregnatjoni5oftlleimponantproceduresofprep捌ngcarbon／carbon(C／C)composites。Thispaperpreparedc／ccompositesbychemicalvapordeposition(CVD)andliquidinlpregnationprocedureaIldex蜘aJldanalyzedt11eirmechaflicalpropeniestheatconductioncoe伍cientaTld衔ctionandwearpropenies，andstudiedtherelationofmate^alprocedurPstructurrTheresuJtshowedthatthegraphizationdegreeofproductswashigherduetothecatal)sisgrahizationofboronofboronphen01icresinand2wt％boroncarbide。TheprocessofimpregnationandcuringshouIdproceedsuccessiVelyunderthestressgr印hization，whichiscloselyrelatedtocohesionoffibreandmat『ixprecusor，appearedOnmeboundaryoffibreandmatrix。Thecompressivestrengthandnexurestren母hofseIf-fk“catedfaraboVethatofforeignproducts，theinterlarninateshearstrength(ILSS)wasalsohi曲er。TheparallelcompressiVestrengthofself’f．abricatedcompositeswas170一24lMPa；paraIle【nexurestrengthwas125—20lMPa；ILSSwas12一16MPa。ThenexurefracturebehaViorandfracturesurfacesuggestedthattheeff音ctofdensi句c盯bonfiberprefomlbyCVDfollowedbyliquidimpregnationwaSbetter，ifdensifiedcarbonfiberpref0Ⅱnbyliquidimpregnationdirectly’duetotoostrongTheheatconductioncoemcientofc，ccOmpositeswaScIoselyreIatedtodensities、graphitizationdegree，thehigherdensities，thebiggertlleheatconductioncoemcient；thehighergraphitjzationdegree，mebiggermeheatconductioncoefficientInaddition，thematerialstructure、血efibrecontent、山e6bertypea11dreinforcedwayoffibrehadalsosomee丘bctc／ccomposites。Thenjctioncoe币cientValuewasbetween0．2l—O．34whenratatingspeedv旧7500rpm，t11eineniaequivaIent、vas30蚝·衍，t11epressufewas0．6MPa1MPa；血树脂浸渍法制各c，cbrakecurvesbecomedstableaIldlimenucnlant砸也t11eimprovememofheattreatmenttemperature，thelinerwearwaskss也an2．Oum。Ingeneral，wi也也eimprovementoftheF印llitizationde口ee，the衔ctioncoe历cientofc／ccompositesdecreased，mebrakepropertiescurVesbecomedstable。Inaddition，medegree灿a!so撑latedtowe_碣tbehi曲e『聊hj2i2ationdegree，themechanical、№ar．t11elessoxidizedwearThegraphiza矗ondegreeandheatconductioncoemcientofc／ccompositesimPregnatedbyboronphenoiicresinwereberfer￡hanthoseofc／cc。『nposi￡esimpregnatedbyfuranresin，butthefrictionandwearpropeTtiesofthecompositesimpregnatedby如ranresinwasalsobener，onthemechanicalthetoughnesswasbetter；thenexurestren昏hofthecompositesimpregnatedbypureboronphen01icresinwasthehighest，thetoughness、vasthebest。第1 炭，炭(C，C)C／C气相沉积工艺得到Ⅲ。由于这种材料具有重量轻、模量高、比强度大，热膨胀系数低、耐高温．热冲击性能好等一系列优点，在航空、航天、核能等许多工业领域受到极大注目12~5J。C／c复合材料的首次出现是于1958年在chancevought航空公司实验室偶然得到的f6l。当测定炭纤维在一有机基体复合材料中的含量时，由于实验中的失误，有机基体没被氧化，反而被热解炭化，得到了炭基体。结果发现这种复合材料具有结构特性，因而c／c复合材料就诞生了(2】ac／c复合材料技术在最初十年间发展很慢，处于基础研究阶段，以化学气相沉积工艺和液相浸渍工艺的出现为代表17J，出现了用于树脂基和炭基复合材料制造的编织技术并成功地完成了圆轮、空心圆柱、平锥体结构的编织口】。到六十年代末期，才开始成为工程材料中新的一员；七十年代处于烧蚀C／C复合材料应用开发阶段，以c／C复合材料飞机刹车片和c／C复合材料导弹端头帽的应用为代表‘71，推出了炭纤维多向编织技术、高压液相浸渍工艺及化学气相渗透法(cvI)．有效地得到高密度的C／C复合材料，为其制造、批量生产和应用开辟了广阔的前景【2]：八十年代是c／c复合材料热结构应用开发阶段，以航天飞机抗氧化c／c复合材料鼻锥和机翼前缘的应用为代表，在这期间，C／C复合材料的研究极为活跃，多维整体编织技术的出现使得极大地发挥C／c复合材料的潜力成为可能‘31，前苏联、日本等国也都进入这一先进领域：九十年代是C／C复合材料新工艺开发和民用等领域的应用【7J。经过四十多年的发展，c／C复合材料已成为90年代乃至下一当今．C／c用阶段。多年来，美国、法国、英国等工业发达国家研制开发了两向、三向、树脂浸渍法制各C，C四向、七向、十三向等多维c／c复合材料以及正交细编、细编穿刺、抗氧化、混杂和多功能等许多种C，c复合材料。从技术发展看，已经从最初阶段的两向C，C复合材料发展为三向、四向等多维C／C复合材料；从单纯抗烧蚀C／C材料发展为抗烧蚀．抗侵蚀和抗烧蚀．抗侵蚀．稳定外形C／c料发展成熟结构材料；从单功能材料发展成多功能材料【7】。高温轴承、耐摩减摩材料等⋯”。航空刹车用C，C车装置中，c／C刹车片的热容量钢刹车片的2．5倍以上。同时重量减轻目前。世界上已有60余种飞机采用了c，c刹车装置【20】。欧美公司生产的民航飞机的刹车系统已逐渐用C／C盘取代钢盘，如空中客车公司的所有飞机都采用了C／C刹车装置，波音公司卖给用户的757和767可在两种刹车盘之间任选一种，而最近的747-400以及777则只提供C，C盘，军用飞机则基本上都采用了C／C刹车装置，美国从事舷空机轮和炭刹车装置的专业公司有Hitco信公司的Bendjx公司、ABS、B．F．Goodrich以及碳化硅公司、联合碳化物公司等【3】。全世界有40家公司生产某种类型的C／c率最高。c／C复合材料在美国已有20多年的历史，主要应用于航天和国防【4】，其次是法国和英国的公司。德国和日本把重点放在工业上的应用而不是航空和军事上的应用【lBl。目前，航空刹车用C／C复合材料主要由世界上的五家公司生产，它们是Messier、B．F．Goodrich、Bendix、Dunlop和G00dyear，世界市场被他们所垄断。国内大约从70年代后期开始C，C复合材料的研制，与国外相比。目前国内的技术水平尽管仍有差距，但已有能力生产合格的c／c复合材料刹车盘，限于设备落后，生产周期长，成本居高不下等原因，～直没有实用Ⅲ。C，C化学气相沉积(CVD)C／c复合材料的制各工艺根据致密化手段的不同分为液相浸渍法和化学气相沉积法两种。有时也把两种方法结合起来使用。cVD气相渗透(CVI工艺)。在制备c／C复合材料的过程中，用氮气或氢气作为载气，碳氢气体作为碳源气体，在一定的温度和低压力下，碳氢气体分子在被加热的纤维基体上发生裂解沉积出炭并产生氢气口“。通常CVD均热法是将预制件放在低温的空间里，在适当的压力下让烃类气体在表面通过，让其中部分含烃气体散到预制件孔隙内产生热解炭，沉积速率取决于气体的扩散速率【2“，重复性好，复合材料的结构和性能也是最均匀的，但就是工艺周期太长，针对这一不足，为了降低成本，人们采取了规模化效应，尽量加大cvD炉的容量【2l】。热梯度法和均热法相似，其过程也受气体扩散所支配，但炉温较高，沿预制件方向形成温差，烃类气体首先与预件低温表面接触，逐步向高温区扩散，周期较均热法短，均匀度高，但重复性差，不能在同一时间内加工不同预制件，形状也不能太复杂。早期C／c复合材料的研究中，多半采用热梯度CvD工艺，对炭毡进行致密化来获得试样，通过控制参数，得到不同结构的炭基体【”珊l内刘文川【29】等人研究过热梯度cvD工艺，把沉积周期从均热法的500h降低为60h左右，相应的密度从1．659，cm3提高到1．809／cm3件．沉积速度快，时间较短，也较均匀，适用于处理透气性低的部件‘221，树脂浸渍法制各c，c脉冲法是一种改进了的均热法，在沉积过程中脉冲阀交替地充气和抽真空，抽真空过程有利于气体反应产物的排除田J。但是这种工艺运用到C／C材料的工业化，生产中还存在许多问题。近年来，sundarvaidvamman等人【30．331出了强制流动热梯度CVI工艺(FCVI)。利用这种工艺，仅用8～12h出孔隙率为7％的∞4．4×8衄C，C复合材料。此外，还出现了催化化学气相渗透工艺【34。351(ccvI)以及RDT法【36】等工艺。cvD的缺点是能产生闭孑L(”】，另一缺点是设备复杂、制作周期长、材料利用率低(只有3％左右1、成本高【3】’不宜对大型厚壁部件进行均匀致密化处理。利用cVI技术渗炭，制备热结构C／C复合材料，已应用于航天飞机固体助推器，导弹端头帽等【21。英国Dunlop航空公司利用cVI技术制各的c／c场的63％[3sl。四院四十三所也采用CvI工艺制备C／C喷管及c／C刹车盘f39】。液相浸渍法是以热塑性沥青或热固性树脂为前驱体，这些原料在高温下发生一系列复杂化学变化而转化为基体炭。这种方法所用原料低廉、设备简单、制作周期短【4⋯，而且可以避免在加工过程中形成闭孔，因而受到了世界范围内许多青是普通的用来作软的、易石墨化炭的可在市场上买到的先驱体材料，它在℃～550℃直线排列。沥青是一种含有多种有机化合物的混合物，含有多种芳环和杂环物。具有低软化点，熔化时粘度低，残炭率高和易形成石墨炭结构等特点【42】。石油沥青等的石墨化程度高，且与炭纤维具有良好的物理相容性，物理相容性主要指热膨胀系数和固化或炭化过程中的收缩行为143l。一般浸渍沥青前预成型体可以先进行cVD，以在炭纤维表面获得CVD炭．也可以先得到低密度树脂炭的c，c复合材料坯体之后再采用真空浸渍沥青方式进行。前者可以影响沥青炭与浸渍剂沥青的性能是决定浸渍效果的主要因素，浸渍剂沥青的主要性质包括：(1)相对密度：(2)粘度；(3)表面张力：(4)浸渍剂沥青对制品表面的接触角；(5)浸渍剂沥青中杂质的含量、形状和尺寸：(6)热处理后，浸渍剂沥青的变化；(7)结焦残炭率【4“。沥青浸渍过程中影响其残炭率的一个重要因素是炭化时的压力，在一个大气压下沥青的残炭率约为50％，和酚醛树脂相当。但随着炭化压力的增加，沥青的残炭率有明显提高。在10．13MPa下裂解时。沥青残炭率可达90％，采用沥青基先驱体，如石油沥青或煤焦油沥青在2000℃以上热处理时可制得超过2．1∥锄3的高密度基体的c／C复合材料【22】。同时，温度和压力的不同还会影响炭的微观结构。低压下气体逸出引起中介相变形产生针形炭，高压时气体形成和逸出受到限制，炭组织均匀粗大刚，whallg用并之苯(蒽)研究压力的作用认为：外压可使中介相形成温度降低．200Mpa左右高压下中介相不会粗化m]。但过高的炭化压力不仅对设备损耗大，使成本提高，而且过高的压力对石墨化也有非常不利的影响，可能由于高压限制中间相形成过程中晶体生长和定向，不利于沥青形成流动相，发展石墨结构【45缩不应该破坏纤维骨架：第二，树脂热解过程中形成的气jL高密度和机械性能；最后，热固性先驱体不应有一个低于分解／炭化很多的玻璃转化温度，否则，材料将在有弹力的状态下炭化，热解气将使气体爆炸，例如酚醛树脂有一个比炭化温度起始点高得多的玻璃转化温度，因此是理想的浸渍剂13”。大多数树脂在低温下(<250℃)状态被炭化．产生的炭在接近3000℃质材料中没有有序性，为了交联的聚合物重排，形成石墨结构，C．C开，同时重组成～个熔融芳香环的连续平面网。这在固态是很难的过程，因此，热固性树脂加热到高温时产生无序的玻璃炭【矧。酚醛树脂比糠醇更难以取向，当加热到石墨化温度时，局部酚醛树脂和糠醛才能石墨化f47J，可能由于树脂熟树胎浸渍法制备aC其炭的质量转化率为50％-56％，McAllister发现有些树脂在800℃炭率高达73％f481的增密和复合材料机械性能的提高。因此，采用树脂浸渍时，综合考虑可加工性，形成闭孔情况和成本等因素，只有两种树脂：呋喃和酚醛最适合作浸渍剂。用沥青作浸渍剂时，由于沥青是热塑性的，粘度也较高，需要高压设备，而且每批产品性能不一致，难于加工。沥青仅仅在炭化速率很慢或在直到loMPa的高压时，才能有高的残炭率，而热固性树脂残炭率在50％．70％，实验数据表明炭化过程中加压不能提高炭产量，因此不需加压炭化，节省了生产成本。缩应力，酚醛树脂的线收缩率高达20％，对主要依赖基体去获得高性能的2DC／C复合材料，高的收缩将导致严重损伤，降低材料性能。对多向增强C，C复合材料由于不存在未增强面，收缩对其影响不大，同时为消除产生的孔隙，生产具有一定密度要求的c／c复合材料，需要多次浸渍和成炭工艺，因此生产很费时，产品价格较高。例如用当前使用的原料，生产一个复杂的c肥复合材料厚制件，需费时6—8个月【49。5“。因此。对现有的c／C复合材料的基体先驱体如酚醛树脂和沥青进行改性以提高残炭率或开发新的高残炭率树脂己成了近期c／c材料研究的热门【4引。本文采用了硼改性酚醛树脂作浸渍剂，期望能提高树脂炭的可石墨化性．提高树脂的残炭率。第2 实验方案及检测方本实验的目的在于在传统的液相浸渍工艺基础上。找出一种合适的有效的浸渍-炭化工艺，制各出具有一系列优异性能的C／c车材料的基本要求。实验方案及步骤如图2．1炭纤维坯体———’脱胶(700℃)———◆浸硼酸———p高温处理(2600℃)cVD撙密———’石墨但处理(2100℃)▲ f狃盘Ⅱ工 (杌加工 理(2100℃)——卜c／c目2—1O．6∥cm31——网胎2—_j平行方向无纬布3——垂直方向无纬布4图2-27树脂浸渍法制各吖c用来生产C，C的热固性聚合物浸渍剂的数量几乎是无限的，考虑到所有工艺和性能要求，相对很少的聚合物能满足条件。基体先驱体应有以下几个特征：1．粘度：2．固化条件；3．残炭率：4．炭化过程的收缩；5．基体微观结构；必需使初制体结构浸渍完全，树脂固化适当以及合适的纤维，基体粘结【37】。常用的浸渍剂树脂有酚醛树脂和呋喃树脂两种。由于酚醛树脂用作浸渍剂时产生难石墨化的玻璃炭，对最终的C／C复合材料的韧性、摩擦磨损等性能有不利影响，同时为了减少浸渍一炭化循环次数，节省生产周期，降低生产成本，本论文选用石墨化度及残炭率较高的硼酚醛树脂作浸渍剂，期望得到性能优异的c／c复合材料。硼酚醛树脂(BF)第一步：苯酚和硼酸反应生成中间体硼酸苯酯《争。H十B(oH如叠L即一阜一。书但。 ikoH 札母。一}一吣％ ikoH替碳原子形成石墨层面，会吸引碳原子的电子，导致碳原子之间的共价键断裂．碳骨架重排。因而能促进玻璃炭的石墨化【52彤】，有催化石墨化作用，同时在一部分样品的硼酚醛树脂中加入2wt％的B4C．也是为了提高样品的石墨化度。由于硼在C／C复合材料中的加入量超过5wt％，会超过固溶界限，超过固溶界限的硼，一部分以问隙固溶体的形式存在于石墨层间，一部分以碳化硼的形式存在于c／c复合材料中，间隙中的硼与碳反应，生成碳化硼，由于间隙硼．碳化硼的存在，会导致石墨层问距变大．引起石墨化程度降低【54．56l，又由于硼酚醛树脂中已含有硼元素，因此，只加入2Wt％B。C。w畅：C含量为63．24W懒：H含量为5．27W慨；0含量为27．45wt％分解温度500℃以上，1000℃仍有50％氧指数48．5，线烧蚀率一O．079叫n／s，质量烧蚀率可作各类环氧树脂固化剂，所配制的普通环氧胶800℃落硼酚醛固体室温密度约1．1∥cm3，2100℃时石墨化度为46．6％，树脂放在马弗炉里固化，再经炭化、石墨化，残炭率为59．28wt％．脂在样品中的残炭率为50—60wt％。2(如图2—3树脂浸渍法制鲁c／c酗2—4x粉术或块状试样进行结构参数的测定。管电压35kv，电流20mA，九c。K。：o154050。。。石墨化度的计算根据Mering和Maire0354

式(3—3)中g为石墨化度(％)；O．3440用x射线衍射测试获得的(002)面层问距(m)。x． (2—复合材料中分峰所得组元数：g，为材料中组元的石墨化度(％)；g加权石墨化度(％)。差热分析和热失重分析在上海天平仪器厂的wRT一3P行树脂浸渍法制备c／c第3 行45kw在浸渍前，先对BF进行了溶解度及粘度测试，结果如下：无水乙醇由图3—1看出，在小于80℃时，BF低。中间一段粘度略高于呋喃树脂。一∞m乱E一谜 图3·1硼酚醛树脂(BF)本实验样品经过CVD增密和树脂浸渍增密的情况如表3一表3．1cVDI一／I一，I一O，II—0lII一1BF+2II一1III—01ⅡI一OBF÷2Wt％B。】III一BF+2Ⅳ一Ⅳ一lBF+2Wr％B。Ⅳ一】BF+2wt％B。V—V一V一l-Ⅵ一Ⅵ一I．-Ⅵ一对CVD后的样品进行树脂浸渍，前四组样品浸渍剂为BF+2wt％B。C，组用呋哺树脂，第六组用BF树脂浸渍法制各c，c以无水乙醇(m1)：BF(g)=5：9计，将树脂逐量倒入预热罐中边缓慢加热，边搅拌，严格控制温度不高于95℃(注意热惯量)，以2Wt％的比例加B4C不加；罐后关掉中间阀，将样品罐放入浸渍釜中浸渍，温度控制在65℃左右，充氮气正压至1．5一1．6MPa，保温保压1小时：”仙 翟幢 ^t0，b。掣辩¨¨搪 ▲——I一 ·——I一 -——I一图3．2I从图3．2中曲线可以看出，随浸渍次数的增加，样品的密度不断提高，密度增量的总体变化趋势是逐渐减小，从下页图3．3，3．4．3．5，3．6到同样规律，从图3—7喜 姜 茎O

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图3—7I组(a)和ⅡI组(b)样品的开孔率与循环次数的关系曲线喜 I o，D毛蚰老度l如 图3—8样品密度增量与循环次数(a)图和p“(b)从图3．8(a)看出，随pcvd的增大相同浸渍次数的样品密度增量减小。vd越小，密度增量越大，其中p。。d为1．42和I．6增量相差不多；从3．g(b)看出，不同p。。d的样品第～次浸渍时密度增量最大，且随p。yd的增大密度增量剧烈下降，对p。vd较大的样品，第2，3，4时密度增量相差不多，可能是随浸渍过程的进行，样品中的孔隙大部分已被填充，在填充开孔的同时也产生了闭孔，使样品的密度增加缓慢，可能也存在着工艺上的原因。㈣树脂的秸度与温度有密切的关系。当温度较低时，提高浸渍温度树脂的流变性能和扩散性能提高，对其浸渍效果的影响时正面的，但一般情况下，浸渍温度应低于树脂开始固化的温度80℃。本实验中图3，3(b)在第六次浸渍时，图3．4(b)在第四次浸渍时密度增量出现峰值．最可能的原因时由于实验条件的限制，样品在浸渍完毕后排出多余树脂要在空气中进行。在等静压浸渍过程中，即使在浸渍树脂前抽真空，仍有一定量的空气被压缩在较大的孔隙里．当在常压下移走多余树脂时，压缩空气将膨胀，排除没固化的树脂，重新形成大孔‘591。而本实验在图3．3(b)第六次浸渍和图3．4(b)在第四次浸渍时．由于操作的原因，浸渍温度已达110℃以上，浸到样品中的树脂已部分固化，所以在常压下移走多余树脂时，排出的树脂减少，因此反而比65℃．70℃时浸渍的效果好。本实验中V组样品是在大浸渍釜中浸渍，浸渍过程和固化过程连续进树脂浸渍法制备c／c表面存在着大量的具不饱和键的原予，它们同样能吸引外来的原子和分子，产生吸附。所以，在C／C复合材料致密化过程中，其吸附树脂是一个自发过程。在此过程中，外界的压力可促使树脂液体通过微孑L及裂纹向样品内部渗透和扩散，吸附过程主要是物理吸附，从表面到内部浓度变化呈梯度形式【删。本实验浸渍过程中加压1．6MPa左右。从图3一l粘度曲线看出，无水乙醇(m1)：BF(g)=5：9时，BF乙醇在后来的固化过程中逸出，很可能使样品中产生孔隙和裂纹．同时无水乙醇相当于稀释剂，使浸渍剂中炭的含量相对减少。 △m △m

(3—△ 其中△m定是实际增重量，即浸渍后样品质量的增加：D测得为1．1∥cm3：V为孔隙的体积；△m为论增重量。根据公式(3一1)浸渍效率，由于实验条件的限制，用超声波的方法测孔，所测得得开孔比样品中实际开孔小得多，数据很粗糙，用来计算浸渍效率很不准确。但对样品而言，前几次增密(尤其是纯浸渍的样品)时孔隙较大。抽真空时孔内仍存留一定量的空气，当在常压下移走多余树脂时，从孔隙中排出的没固化树脂也多，随浸渍次数的增加，样品中的孔逐渐被填充，孔隙越来越小，孔越来越曲折，样品也越来越难于浸溃，因此，当在常压下移走多余树腊时，从孔隙中排出的树脂也越来越少。由此．对本实验工艺而言，可初步推断，前几次浸渍的浸渍效率略有下降。生成三维网络结构。如式(3—2)所示【62】：一令。一p一

酚醛树脂的共同特点是易吸湿，特别是由于酚羟基存在时，能和水分子形成氢键，更易于吸水：酚醛树脂固化是缩聚反应，放出水分子；固化后的酚醛也吸湿。对于高度交联固化的酚醛树脂，大于400℃，水分才开始蒸发【63有这几个方面导致固化后的炭布／酚醛复合材料中含有较多的水分。等。由BF1．室温2．80℃一

122树脂浸渍法制各C／C图3—9BF图3—9是BF主要是溶剂、吸湿的水分等逸出，放热峰是进一步固化交联。由于失重曲线和差热分析，80℃一200℃度段采取慢的升温速率。本实验加压1．4．1．6MP矗固化过程中加压可以抑制固化时气体和热量集中排出，同时可抑制小部分没固化树脂的排出，防止样品出现裂纹、分层等，因此能提高样品的浸渍效率。从图3—2(b)和3．3(b)曲线可以看出，I组和II组样品分别在第5次和第3次浸渍时密度增量出现峰值，原因可能是前几次固化未加压，或浸渍前石墨化样品中孔隙被打开等原因。热失重分析(TGA)是描述炭化过程中质量变化行为的方法。图3．10酚醛树脂及其复合材料的失重曲线．从图中看出，在0℃-80℃曲线比较平缓。说明在这段期间失重并不明显，所以可阻升温快些：在80℃．200℃，曲线较陡．畔】，同时使样品产生裂纹，不利于复合材料的强度及下次浸渍；而在℃期间．曲线比较平滑，说明这段时间只有少量的水分、低分子化合物的挥发．这段时间应加快升温速度，以降低制造周期：在450℃．600℃时，曲线又变陡，这段时间的挥发份主要是cO，c地以及c02的损失，应放慢升温速度：在600℃．850℃时，温度很高，压力增大，因为温度很高，高分子化合物会发生热缩聚反应，逸出产物主要是H2，质量损失很小，所以失重不明显，因此也可加快升温速度。图中硼酚醛树脂在复合材料中的失重小于纯树骺固化后的失重。^9茸蚓

OⅫ●∞Ⅻ¨啦图3-J0O．11．室温一l2．80℃一43．200℃一12．54．450℃一105．600℃一87．2封脂寝渍法制备c／C2，一垒锪藏藏HTT至I墨j3-ll从图中看出，树脂与亨L化。问题，更重要的是增强体纤维的表面活性【65孔隙填充完全。从图3．11中看出，树脂在固化及炭化过程中会产生大量的收缩，本实验中脂热解时表现出接近各向同性的收缩，而增强体纤维的收缩通常是各向异性的，纤维在半径方向比在纵向的收缩多“1。从图3—12中看出，炭化后的基体硼酚醛树脂在C／C异性，当复合材料被石墨化后，由于较好的基面线性排列，各向异性更明显。Kimuraetal[67J发现在他们的树脂基C／C复合材料中，温度低于500℃(径向)膨胀(不是收缩)引起的纤维和基体之间的压应力对基面的线性排列在被加热到2000℃以上的复合材料的基体比在炭化的复合材料的基体，典线性排列越好。⋯。{：!{脂浸；贡泣制需C，cfblI刳3—11l¨_【o≯，!i九西÷化(。L)年¨fj譬；j匕(b)jI的金{11j所谓石墨化过程是把培烧制品茜、于7i墨化炉内保护介质。p六角碳原fjl7而网络从二维字川的无序重叠转变为二维空M的有序重叠，具有地堆积，但各网面间还不具有规则性，呈杂乱状态。Wa盯en为乱层结构【69】。将炭化后的材料加热至j000℃长，产生或多或少的石墨叠层规则性。这一现象叫做石墨化”⋯。持固相不变进行炭化时所生成的半焦为难石墨化炭经液相生成的焦炭或经气相生产的热分解炭为易石墨化炭。玻璃炭是典型的难石墨化炭，即使经3000℃处理后其“。仅为0．344nm，只要无促进因素就不进行石墨化”⋯。在炭化初期的结构单位对易石墨化炭和难石墨化炭一样都是由2—3层直径l一2姗左右的碳层面堆叠而成。在难石墨化炭的试样中，与易石墨化炭不同选择取向无论在c轴a轴方向都全看不见”“。从图3一13，3—14，3—15看出，V组样品随着浸渍过程的进行，样品中的孔隙被树脂填充得越来越完全，第4次浸渍后树脂炭与CVD炭已结合得很紧密，但无论是第几次浸渍都可以观察到明显的蓝一黄极光对比(尤其在界面)，这在I组样品的金相里也观察得到。这说明炭基体沿纤维(纤维和CvD炭)周围取向，这部分进行非同寻常的石墨化，这一现象称之为应力取向和应力石墨化【7”。它们与纤维和基体前驱体树脂界面的粘接性和炭化条件密切相关【731，其产生说法有两种，一种说法是复合材料的收缩是各向异性的，收缩的程度比单个成分的收缩小得多，这在纤维一基体界面上产生应力而且基体看起来正收缩到纤维上。复合材料里纤维和基体共炭化过程中收缩的不同在基体和界面产生应力，引起基体和纤维的应力石墨化”“。另一种说法是复合材料的石墨化的过程接近于消除结构缺陷的退火过程，与应力没有关系。然而己发现玻璃炭仅仅在应力区的影响下能真正石墨化，因此这种观点认为在玻璃炭基体时产生的石墨层结构里没有应力石墨化现象。应力如果存在的话，可能在炭化阶段或在由玻璃炭基体到层结构的转变过程中起一些作用【7 树脂漫渍法制备c，C温度、压力、时间、加压的方法等。为了提高浸渍效率，浸渍过程应在压力下进行，接着在没有放压的情况下继续固化。 炭化过程的升温速率、炭化压力、最终炭化温度等对c／C界面尤其明显。 j—I；＼7川“mj一：÷厶A(。1)州m图3—15V爿【仟∞3次浚溃(：1)f!¨第j；，：疆涨『h)南掣化ki的树脂浸渍法制备c／c第4 力学性在飞机制动过程中，c／c复合材料作为一种结构组元，把力矩传递给轮胎，同时材料要经受垂直于磨擦面方向刹车压力的冲击，静盘的内齿和动盘的外齿，键槽等处要受到扭力和剪切力的作用，容易产生应力集中而破坏，所以c／c复合材料必须具有相当的力学性能值。本章对国外用于飞机制动的几种C／C复合材料和自制的材料力学性能进行了比较和分析，讨论了密度、结构、石墨化度、纤维含量及纤维增强方式对力学性能的影响，最后结合应力一应变曲线和扫描电镜断口形貌进一步对所研究材料的断裂行为和韧性问题进行了研究。4．1力学性能在长春试验机研究所生产的CSs一44100采用三点弯曲法额定尺寸为lO×4×55比4：1，加载速率为4姗／500s，弯曲强度和弯曲模量按下式计算：盯r=3儿／2嬲 4db3r—4db3

Ef一弯曲模量(GPa)；经换算后：盯 Ef-25△尸 剪切强度

儿船： D换算后：儿嚣2孟

按ASTM标准中c695．81，试样加工成010×16方向。crf2式中：仃。一抗压强 (1_圆柱直径换算后：盯c2石高西

(4—4。2表4—1：c，c弩鬻。舞㈣uI／，／II，／IIIVⅥ14于Boein9757飞机的c，C复合材料表示为DB：美国Bendix公司用于3树脂浸渍法制各c／c飞机的C／C复合材料表示为BB。结果(表4．1)为国外样品的2倍多，弯衄强度也远远超过国外样品，剪切强度也高于国外样品，自制样品中抗压强度在平行方向的大小顺序是o。。>o。．。>o。，范围是170—241MPa；弯曲强度在平行方向的大小顺序是o，．Ⅵ>o。v>ofI¨，范围是Ⅵ组，III组，V组样品的E。Ef相差不多，BF影响C，C密密度是决定C／c复合材料强度的主要因素之一。由于c／c复合材料在致密化过程中会产生瓶颈型的孔隙，炭化过程中挥发组分的释放会产生残留的气泡结构孔，进行高温处理时，加热或冷却过程中会形成热应力裂纹，同时浸渍过程中不可避免地形成很多无法填充的闭孔【76】，所以C／C复合材料总是对应一定的孔隙率。高密度意味着孔隙内基体填充得多，这些填充的基体可以承受结‘-也=一 图4—1c，c复合材料cVD后密度对最终c，c从图4一l(a)和(b)看出，在pcvD不超过1．459／cm3的情况下，随样品中cvD炭含量的增加，样品的弯曲强度和剪切强度值也随之增大，可见，cVD炭对c，c复合材料力学性能的贡献比树脂炭大，自制样品中cvD炭大部分为光滑层结构，树脂炭经过B4c催化后石墨化度升高，材质“变软”。图4—2是样品的弯曲模量与pcvo的关系曲线，之所以在pcvD为1．06咖m3时出现峰值，估计可能与试样在外加应力下的断裂方式有关。另外，V组，Ⅵ组，III组样品的pcvD相同，其弯曲模量和剪切模量值也相差不大。p图4—2c，c复合材料cvD后密度对最终c，C表4．2石墨化度的高低也会影响C／C复合材料的力学性能。一般情况下，随石墨化度的升高，材料的力学性能值降低。表4．2pcvD相同的样品的石墨化度gv‘gⅥ‘gIjl’其抗压强度值o。』I<o。．Ⅵ<o。．v，可能由于浸渍剂树脂类型不同或纤维与基体粘结程度的不同等原因．造成VC，C力．应变曲线，图4—5为c，c复合材料剪切断裂的应力．位移曲线。从图4—树脂浸渍法制备c，c看出，I同时断裂，到约为最大应力的一半处，出现～极小台阶，I组宏观断口平整，断口形貌(图4—6(a))表明I组样的基体断口也较平整，纤维与基体粘结很强。II组曲线随应力增大，呈线性变化到最大应力，之后曲线突然发生转折，圈4—3C，C复合材料压缩断裂的 酗4—4C，C复合材料弯曲断裂的 呈台阶形逐渐往下降，断口形貌(图4—6cb))表明断口上有少量纤维拔出，断口平整：Ⅵ组，III组，Ⅳ组，V组随应力增大，首先呈线性变化，然后以一小段变缓的曲线形式上升到最大应力，之后逐渐下降，其中Ⅵ组能在最大应力处持续较长时间，断口稍有不平，树脂与周围基体粘结不强(图4—6(c)(d))：Ⅳ组，V组的断裂呈明显的台阶形式。对具有一定CvD密度的C／C复合材料，由于不同层次的光滑层cVD炭之间存在环形裂纹，纤维从基体里拔出时，容易发生平行于纤维轴方向的分层，使扩展裂纹容易发生偏转，对材料的韧性贡献很大。III组断口高低不平，有部分纤维拔出(图4—6(f))；Ⅳ组虽然应力不高，但应变很大，因此材料断裂时需要很大的断裂能17”，Iv组断口上有部分纤维拔出，基体断口很不平整．裂纹发生～定偏转，断口高低起伏(图4—6(e))，V组断口与之类似。上述试样的纯剪切断裂应力一位移曲线与三点弯曲断裂应力．应交曲线类似，I断裂功较高，II组材料达到极限应力后，曲线逐渐下降，下降趋势大于III组，Ⅵ组，V组，可能是基体中含有太多与纤维粘结太强的树脂炭的缘故。幽 c／c复合材料剪切断裂的应力一f移移曲 拊脂浸渍法制备c，c斟4—6c／c复合材料弯曲及翦切扫描断(a卜一I(I)O卜一IV

(b)(c卜_II(h卜一III

(d)(e(f)(g}～VI冬j4—7c／c(a)——V组(b卜_Ⅳ绀(c由上述结果可知，I组材料属于脆断，材料韧性很差：II组表现一定的韧性，III组，IV组，V组有较好韧性，Ⅵ组韧性最好。I组为纯树脂浸渍的样品，贯穿的纤维，同时几乎不吸收断裂能吲，凶此f。‘尘脆断。对IV组，V组样品而言，纤维与基体的界噎】粘结不强，在加载过程中，裂纹可能在多处产生、扩展，当扩展裂纹与纤维相遇时，在纤维与基体所决定的应力下，裂纹的扩展方向发生转移，开始沿着基体与纤维的界面扩展直到纤维未端为止【781，纤维拔出，同时部分纤维与丛体同时断裂。由于基体总是最弱的，在载荷作用下基体裂纹很快扩展到下一束纤维，并重复界而断裂的过程直至材料整体断裂，因此其弯曲断裂应力一应变曲线呈明显的台阶形式。而Ⅵ组纤维与基体粘结不是很强，在受力时基体炭裂纹扩展到炭纤维表面并在其上消失，削弱了作用在纤树脂浸渍法制各c，ca．于国外样品，剪切强度也比国外样品高。自制样品的抗压强度在平行方向为170—241MPa：弯曲强度在平行方向为12j一20lMPa：剪切强度为12～16MPa。b．自制样品在pcvD不超过l45卧m3的情况下，随样品中cVD炭含量的增加，样品的弯曲强度和剪切强度值都随之增大，弯曲模量与pcvDpcvD为1．06∥cm3时出现峰值。第5 导热系通常的刹车情况下磨擦面的温度在1000℃以下。而中止起飞时为1300℃右。在这样高的工作温度下．要求用作飞机刹车的C／C用JR一2型激光导热仪测试样品的导热系数，对C／c进行了测试，试样加工成中10×4哪，分平行和垂直两个方向(导热方向与磨擦面垂直的称为垂直)。其测量原理与闪光法是一致的。根据闪光法测量热扩散率的基本方程【79】：矿(三，f)：1+2量(一1)一e一一 (5—式中：V，旷无量纲参数，y(L，f)=r(Lr)／L：w=石2甜由此可得样品背面的温升规律，当V=O．5时，w=1．38，口=—F 口=—F(5—石 五=418．68几 (5—1U，t卜厚度为LI，一样品厚度树脂漫渍法制各c／c卜_升温时间，st1，2)L——导热系数Clmg’℃，C／C对国外DB、BB表5．1c／c由表5．1看出．随着样品中cVD炭含量的增加，石墨化度和导热系数下降，浸渍剂为硼酚醛树脂和为呋喃树脂得到的C／C热系数优于后者。C／c复合材料在浸渍或CVD填充的开孔，这些孔隙的存在能引起声子的散射，孔隙内的气体导热系数很低．因此，孔隙率越大，即材料的体积密度越小，导热系数越低。DB材料的导热系数远高于BB和其他自制材料，密度高也是～因，而BB材料和V组材料的密度低，导热系数也较低。C／c性‘43而增大。I组、III组、Ⅳ组、V组、Ⅵ组的原始坯体相同。I组、III脂炭与CVD炭的比例不同导致其导热系数有很大差异，V组、Ⅵ组CVD炭含量相同，浸渍树脂不同，导熟系数也有很大差异，而Ⅲ组、Ⅵ组样品中CVD炭的含量相同，浸渍剂树脂相同，仅仅在ⅡI组BF中加入2wt％B4C，相差不大。较接近。所以对于同种工艺制备的C／ccvD炭结构和含量相同，III组的浸渍剂硼酚醛树脂中加入了少量B。C，如何。DB材料纤维含量不高，主要在XY平面上取向，辅加的薄毡Z少部分的纤维取向，使其z方向的导热系数较高，而自制样为针刺整体毡，在方向的针刺纤维很少，所以z方向的导热系数远远小于DBa．自制c，c复合材料的导热系数远远低于DB材料，高于BB 树脂浸浈法制各c，c 纤维含量、类型及增强方式对C，C由于Z方向的针刺纤维很少，所以Z方向的导热系数较低。 浸渍剂为硼酚醛树脂和为呋喃树脂得到的c，c系数，前者优于后者。第6 摩擦磨损性c／c复合材料作为一种摩擦制动材料，其摩擦磨损性能至关重要。c，C合材料的摩擦磨损性能除了与材料本身的密度、结构、纤维增强方式等的影响，自制C，C对自制样品进行了摩擦磨损实验，实验结果见表6．1、6．2、6．3和图6．7表6-I表6．2树脂浸渍法制备c，c0．8∽O

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I组II组P=0一‘⋯一K，．．j二寸-．_]＼．(e)III组

I组II组III组、- 一Ⅳ组图6一lI组，II组，III

～一一一—下一i 一 I组P=06忭

I组 ～～～．一．{』f 一=『『『～，三二。

■二三一_二F一一．，．，J，～—JJJIⅡ组

III组 J VbV 1 Ⅳ组

Ⅳ组睢I泖图6—2I组，II组，m组。Ⅳ组2300℃加树脂浸渍法制备c／cI组

I组P=1肝II组^＼I二—二—二—二二＼III组P：0 (f)III组k＼＼一一j．⋯～

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肘一一 一 (g)Ⅳ组 (h)Ⅳ组图6～3I组，lI组，ⅡI组，Ⅳ组2500℃△厂

I

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：—}1 、Ⅵ组卜T一：二=：．—_≤1V组

V组图6—4Ⅵ组，V组2100℃

l(a)Ⅵ组P=0酬

『＼f!：—／1～Ⅵ组V组P=0．6肝

l、 k厂一一 、LV组6—5Ⅵ组．V组2300℃树脂提浈法制备C／CK 1。

≤．～：。三二

二≮二一一 Ⅵ组P=0

Ⅵ组I 一Lt一上{。L。』一V组

}?。一‘』^_一图6—6Ⅵ组，V组2500℃图6一l、6—2、6—3、6—4、6—5、6—6是在压力为0．6MPa和1N口a，惯性当量为30Kg·m2，n=7500衄p的条件下得出的刹车曲线，横坐标为时间(s)，纵坐标为摩擦系数p。从图中可以看出，I组除在2lOO℃波动外。2300℃、2500℃处理的曲线都非常平稳：II组2100℃处理lMPa压力下的曲线从峰值下降后又稍呈上升的趋势接近终点。2300℃、2500℃处理的较平稳；Ⅲ组2100℃、2300℃曲线均有一定起伏，从峰值下降后呈上升趋势接近终点，2500℃处理的曲线平稳，基本无波动；Ⅳ组2100℃、2300℃处理的稍有起伏，2500℃处理的曲线平稳；Ⅵ组、V组曲线线形相差不多，2100℃曲线从峰值下降后又稍呈上升的趋势接近终点，Ⅵ组在P=IMPa，2500℃时有“拖尾”现象．V组2500℃处理时曲线非常平稳。II组，III组摩擦系数变化与摩擦曲线波动情况可能与它们在2100℃试样表面很难磨合有关。(Ⅳ组、Ⅵ组、V组)随着处理温度的升高，u石墨化度的升高也使样品的摩擦系数曲线趋于平稳，波动小。由上述分析，在2100℃和2300℃处理对gI>gff>gm>gⅥ>g～>gv，其摩擦性能曲线从Ⅵ组到I组越来越平稳，2500℃处理时，gI>g¨?g哪>gv>gⅥ>gⅣ．所以V组在2500℃树脂漫渍法制各c，c密度对C／C摩擦系数相同，但摩擦性能曲线(图6—4和图6～8)时(1．70，1．71)，摩擦系数值在临近终点时下降缓慢，形成“拖尾”(图6—8)，而密度稍高的(1．73，1．74)“拖尾”现象不明显(图6—4)。|卜|卜(a)V组 (b)V组图6．8自制样品2100℃处理后的刹车性能曲线(p=l结本实验I组，II组，III组，Iv组分别为不同cvD起始密度用BF+2Wt％B。浸渍的样品，Ⅵ组为CVD后浸纯BF的样品，而V组为CVD后浸呋喃树脂的样品，由于BF树脂中的B元素和B4C中加入的B以自制样品中I组，II组，III组的石墨化度很高，u较小，但刹车曲线较平稳，石墨化度较低的n『组，Ⅵ组p较大，刹车曲线相对不平稳。因此，在浸渍BF树脂或BF+2wt％B4Ca．压力影响很大。如图6—7所示，当压力由0．6ⅥPa增加到lMPa时，经过℃和2300℃处理的样品．u随压力增大而减小，而2500℃处理的样品，p动较大，稳定系数变化情况与之类似。b．用的成份除去，使摩擦系数升高。研究表明，C，C复合材料在150℃一200℃发生水蒸气解吸的摩擦转变，当温度升高至650℃一700℃转变，两种情况都使H加剧摩擦表面的氧化，同时影响其机械磨损速率。由图6—9可以看出，P=1MPa时的氧化磨损大于P=0．6MPa损，可能由于压力的增加使摩擦表面温升较高，导致氧化磨损加剧。表缸s由于摩擦环的外径和内径尺寸为75mm和53mm，计算出环的机械磨损△阡：：!!掣×△，×p×-。一 计算出环的机械磨损树脂浸溃法制各C／C摩擦环的氧化磨损等于重要指标，根据以上公式和数据计算出自制样的磨损情况如表6—7，6—8表6—7不同温度处理的自制样在不同压力时的机械磨损表6—8不同温度处理的自制样在不同压力时的氧化磨损图6—9中2100，2300，2500表示石墨化处理温度(℃)，0．6，l压力(MPa) IIJ、

同l口23幔o同112§!!．Q样《‰圄唾山 lII III 样 样图6．9由图6—9(a)可以看出。在P=o．6MPa的条件下．2100℃处理的I组，Ⅳ组的机械磨损最大，II组，III度降低，氧化磨损增大。2300℃处理的样品，只有I是石墨化度低的材料，氧化磨损大，2500℃处理的样品除Ⅳ组，Ⅵ组机械磨损稍大外，其余满足石墨化度越低，机械磨损越小，氧化磨损随石墨化的减小而增大。由图6—9(b)可以看出，在P=1MPa的条件下，2100℃、2300℃、℃处理的样品基本上是石墨化度越低，机械磨损越小，氧化磨损2100℃时Ⅳ组最大，2300℃处理时，I组，II组有一定磨损，2500℃的I组，II组、Ⅲ组都有一定的氧化磨损。从总体来看，I石墨化度越高的材料其磨损量越大，对机械磨损而言，石墨化度越高，机械磨损越大；而对氧化磨损而言，石墨化度低的材料磨损量相对大些。2500℃处理的V组氧化磨损骤减，可能与其在2500℃有关。另外，无论什么处理温度，P=O，6MPa条件下机械磨损较大，氧化磨损较小，P=lMPa条件下机械磨损稍小，氧化磨损增加。磨损与动摩擦一般是同时发生的，区别在于磨损着眼于表层材料的磨损，一个系统，则磨损影响系统的结构，而摩擦影响系统的功能‘7“。fe)幽6—10门制fIlI^23∞℃处哪肝的脬摊丽余十HfV(e)三业 (『)!业H6．1l口制fIt5f，2500℃处删肝的垮撩而金川姒从罔6—10和阁6．11看山，2300℃处理f门l组摩摞而看小Ⅱ¨J存在碎片状蟒粒，表明摩擦州磨损较大，2500℃处理的摩捺【f【J与2300℃棚比，已成为连续的厚膜，较·F整。II组摩擦l町存2300℃处理州TI；丝的膜，而2500℃处邢ffJ摩撩而7(；成的膜刁：连续，纤维被拔⋯、磨断现象，。重。⋯gH2300℃粘存表丽在压力作用下压实、形成碎屑膜的痕迹，2500℃处理的摩擦而形成的膜不连续，表㈣}}l现被犁沟、黔削现琢。lV组2300℃不连续，表而覆氚大量靡碎的瑟体炭，2500℃处理时，表面褴鼎的大块髓粒已重新被犁削、碎裂．，1：擦痔损产生的磨痕、沟槽。V组2300℃维的形貌，纤维被磨断的痕迹很清晰，而2500℃处理的摩擦面形成的膜连续、平整、较厚。2500℃处理的Ⅵ组摩擦面磨痕较清晰，。总结起来，2300℃处理的样品石墨化度较高时，形成的膜较好，u较小，I组由于石墨化度过高，表面磨粒磨损现象严重，磨损大。2500℃处理时石墨化度较低的Ⅳ组重新形成薄膜，p略有增大，磨损相差不多；V的膜连续、平整、较厚，u略有减少，机械磨损稍大，而石墨化度较高的II组、【II组摩擦面被磨削现严重，u增大很多，II械磨损增大，石墨化度最高的I磨损和粘着磨损两种机制，所以p增大。c／c复合材料的摩擦磨损有两种作用因素，一种是磨粒磨损和粘着磨损，中，对摩擦表面产生犁削作用，引起表面材料脱落的现象，称之为磨粒磨损；粘着磨损是当摩擦副表面相对滑动时，由于粘着结点发生剪切断裂，被剪切的材料或脱落成磨屑，或由一个表面迁移到另一个表面Ⅲ“。本实验中由于摩擦面通过形成的膜紧密接触，使摩擦过程的实际接触面积增大，同时发生粘着磨损。这两类磨损使摩擦力有上升的趋势，但摩擦表面形成的膜可以减少摩擦面微凸体之间的直接接触，起到一定润滑作用，使摩擦系数下降。平稳，无波动，线性磨损量在2．0pm／次·单面以下；体积密度对c／c制动过程临近终点时，刹车制动曲线产生明显的“拖尾”现象：压力对c／c复合材料的刹车制动性能也有很大影响，P=lMPa系数要比P=0．6MPa时的小，对磨损量而言，P=0．6MPa时样品的机械磨损较大，只有石墨化度较高的样品I组。II组。Ⅲ组在处理温度较高时时样品的磨擦系数要比P=0．6MPa时的大；树脂j曼渍法制备c，c一般情况下，随石墨化度的升高，C／c曲线趋于平稳，磨损量也受石墨化度影响较大。一般石墨化度较高的样品，机械磨损较大，氧化磨损较小。第7 结性能进行了对比和分析，得出以下主要结论：1．对整体毡进行浸渍实验发现树脂的浸渍效果除与树脂粘度有关外，工艺上的浸渍温度、浸渍压力、浸渍时间等也产生了很大影响，尤其是浸渍和固化过程应在压力下连续进行；2．应力石墨化：3．对力学性能测试结果表明：自制样品的抗压强度在平行方向为170一24lMPa，弯曲强度在平行方向为125—20lMPa，剪切强度为12一16MPa。分析炭，炭复合材料的弯曲断裂行为和断口表明，树脂炭由于与纤维粘结太强，容易引起脆性断裂，不适合在样品增密的初始阶段作浸渍剂。从几种材料的压缩断裂应力．应变曲线和压破断口分析，几种材料在压缩实验过程中均发生脆性断裂。4．墨化程度高，导热系数越大，与材料结构也有很大关系，由于自制样的炭为光滑层构，而硼酚醛树脂本身石墨化程度较高，所以CVD炭含量多的自制样，导热系数较低。5．件下的压力等多种因素的影响。一般情况下，随石墨化度的升高，c／C复合材料的摩擦系数减小，刹车性能曲线趋于平稳，磨损量也受石墨化度影响较大，一般石墨化度较高的样品，机械磨损较大，氧化磨损较小。6．的石墨化度和导热系数优于后者。但用呋喃树脂浸渍的样品摩擦磨损性能也较树脂浸渍法制备c／c【1】邹林华．航空刹车用C／C论文．1999【2】李蕴欣，张绍维，周瑞发．c／C复合材料．材料科学与工程14(2)：6—[3料工程，1997．8：8．10f4】JE．Sheehan，K．W．Buesking，and24：19—[6】Schmidt SAMPEJ．，1972，1【7】郭正，赵稼样．碳，碳复合材料的研究与发展．宇航材料工艺【8]BarionRs．sPEJ，1968，3l(24)1990：5一[10]浦保健等．第三届全国复合材料会议文集．1984：671．673， 【15】FitzerE．HigllTemperature—Hjgll【16】刘文川国外纤维增强复合材料第七辑[～q，出版社，1979【17]杨尊社，曲德全，魏振昌．c，C2000．6：16一【l8】T-orstenw证dhorSt，GordonBloum．Carbon—carbon of 1997，18(1)：ll一【19【20】罗瑞盈．碳，碳复合材料快速CVD工艺结构性能及应用研究．西工业大学博士学位论文， l995，8【2l】邹林华，黄伯云．航空刹车用c，C通讯，200l，10：103．106[22】杨爱玉，王者辉．国外c／c工艺．1997．4：20—[24]GranoffB，PiersonH J．compositeMaterials，1【25】Liebe肌an Carbon，1【26】BaJlyGmo正C盯bon，1974，12：405[27]PjersonHO， [28]GrallofrB．Carbon，1974，12：6引[29]刘文川，董林清．电碳技术[30]sundarⅦdyⅢ1)(nazi J．MateL 【3l】suIldarⅦdyara【)(na2i，JackLackcyW’et 1995。33(9)：】【32]SundarVaidy