摘要：采用无涂层、SiC 涂层、C 和 SiC 复合涂层处理的炭布 / 网胎预制体，经过 CVD 和树脂浸渍 / 炭化混合致密，制备了 4种 C/C 坯体，随后熔融渗硅获得 C/SiC 复合材料；研究了不同纤维涂层、基体炭类型对 C/SiC 复合材料弯曲强度和断裂方式的影响，并对复合涂层状态的 C/SiC 材料的摩擦磨损性能进行测试。结果表明：混合基体炭与纯热解炭的 C/C 坯体相比，制备的 RMI-C/SiC 材料弯曲强度更高，且经过涂层处理的 C/SiC 材料弯曲强度最高；复合涂层、混合基体炭均使材料表现出良好的“假塑性”。复合涂层处理的试样在制动压力 0.6~0.8 MPa、惯量 0.3~0.4 kg·m²、转速为 6000~7500 r/min 的条件下，平均摩擦系数为0.348~0.454，且材料磨损量较小，最大为 2.188 μm/( 面·次 )。

关键词：C/SiC 复合材料；C/C 坯体；弯曲性能；摩擦磨损 
     
 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。

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。RMI 工艺制备的 C/SiC 复合材料受多种因素的影响，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

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

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

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。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。

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

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 ，从而在弯曲断裂时既有较高的弯曲强度 , 又有较大的位移 。

图 2 C/SiC 复合材料的弯曲断口形貌

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 ：

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

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，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 。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 ，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。

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

图 4 压力 0.8MPa、惯量 0.3 kg·m2 、转速 6000r/min 的C/SiC 制动曲线

图 5 压力 0.6MPa、惯量 0.4 kg·m2 、转速 6000r/min 的 C/SiC 制动曲线

图 6 压力 0.6MPa、惯量 0.3 kg·m2 、转速 7500r/min 的 C/SiC 制动曲线

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。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 。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 。

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 )。

作者：庞菲，李辉，吴小军，王毅，

西安航天复合材料研究所、火箭军驻第四研究院军事代表室

文章来源于《炭素》2018年第3期