CN113912407B - 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法 - Google Patents

一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113912407B
CN113912407B CN202111301230.8A CN202111301230A CN113912407B CN 113912407 B CN113912407 B CN 113912407B CN 202111301230 A CN202111301230 A CN 202111301230A CN 113912407 B CN113912407 B CN 113912407B
Authority
CN
China
Prior art keywords
carbon
hafnium
hfc
temperature
silicon
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202111301230.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113912407A (zh
Inventor
杨良伟
陈昊然
孙娅楠
杨小健
孙同臣
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Aerospace Research Institute of Materials and Processing Technology
Original Assignee
Aerospace Research Institute of Materials and Processing Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Aerospace Research Institute of Materials and Processing Technology filed Critical Aerospace Research Institute of Materials and Processing Technology
Priority to CN202111301230.8A priority Critical patent/CN113912407B/zh
Publication of CN113912407A publication Critical patent/CN113912407A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113912407B publication Critical patent/CN113912407B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/71—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents
    • C04B35/78—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents containing non-metallic materials
    • C04B35/80—Fibres, filaments, whiskers, platelets, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/5607—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides
    • C04B35/5622—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides based on zirconium or hafnium carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/616—Liquid infiltration of green bodies or pre-forms
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

本发明涉及一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法。所述方法包括：提供碳/碳基体；配制包含有聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体和有机溶剂的铪硅陶瓷前驱体；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1；以所述铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得C/HfC超高温陶瓷基复合材料；进行裂解的温度为1450～1750℃。本发明充分发挥碳化铪超高熔点的优势，以铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法，进一步提高C/HfC超高温陶瓷基复合材料的烧结性能，从而有效解决了C/HfC超高温陶瓷基复合材料烧结温度过高导致碳纤维受损伤的问题。

Description

一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明属于超高温陶瓷基复合材料制备技术领域，尤其涉及一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法。
背景技术
飞行器的热结构部件在经过大气层时，由于具有极高速度，其表面温度可以达到2000-2500℃，因此要求相应的材料具有更高的熔点。HfC作为一种超高温陶瓷材料，熔点高达3890℃，能够满足其要求。但HfC同样具有陶瓷固有的易脆的特性，因此往往在HfC中引入连续碳纤维进行增韧，构建C/HfC超高温陶瓷复合材料，在极端环境下可以避免HfC内部形成贯穿式裂纹，确保部件结构完整。
在C/HfC超高温陶瓷复合材料的制备方法中，前驱体浸渍裂解法较为普遍。但对于单纯的HfC，其反应温度往往需要高达1800～2000℃，方能实现较为优异的烧结效果。但过于高温往往导致碳纤维受到损伤，同时内部应力较大，从而影响C/HfC超高温陶瓷基复合材料的使用性能。现有技术为了避免高温超过1800℃会使得碳纤维受到损伤从而导致复合材料的力学性能下降的问题，在制备C/HfC超高温陶瓷复合材料时，也会将反应温度降低至1800℃以下进行碳热还原反应，但这样却无法保证HfC优异的烧结效果，制得的材料的结构一般比较松散，呈颗粒状，烧结性较差，也同样存在会导致复合材料的力学性能下降的问题。
因此，如何降低HfC反应温度，同时实现优异的烧结效果是C/HfC超高温陶瓷基复合材料制备中亟需要解决的关键难题。
发明内容
为了解决现有技术中存在的技术问题，本发明提供了一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法。
本发明在第一方面提供了一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备方法，所述方法包括如下步骤：
(1)提供碳/碳基体；
(2)配制包含有聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体和有机溶剂的铪硅陶瓷前驱体；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1；
(3)以所述铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得C/HfC超高温陶瓷基复合材料；进行裂解的温度为1450～1750℃。
优选地，所述碳源前驱体为酚醛树脂、糠酮树脂、蔗糖、呋喃树脂中的一种或多种；和/或所述有机溶剂为二甲苯。
优选地，所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述有机溶剂的质量比为10：(1～5)；和/或所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述碳源前驱体的质量比为(10～20)：1。
优选地，通过如下方式配制所述铪硅陶瓷前驱体：用有机溶剂将聚铪氧烷和聚碳硅烷混合均匀，得到混合液，然后往所述混合液中加入碳源前驱体并在转速为100～1000rpm的条件下搅拌1～10h，配制成所述铪硅陶瓷前驱体。
优选地，所述碳/碳基体为密度为0.4～1.2g/cm3的碳纤维增强碳基复合材料。
优选地，步骤(3)包括如下子步骤：
(a)将步骤(1)提供的所述碳/碳基体置于步骤(2)配制的所述铪硅陶瓷前驱体中浸渍，得到铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体；
(b)将所述铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，通入惰性气体，然后在100～400℃交联固化1～360min，再在1450～1750℃恒温裂解1～360min；
(c)在步骤(b)的裂解反应结束后，程序控制降温，降温速率为50～100℃/min，冷却至室温后，停止通入惰性气体，并恢复至大气压；
(d)重复步骤(a)至(c)至少一次。
优选地，制得的所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的密度为3.5～4.5g/cm3。
优选地，在步骤(a)中，所述浸渍为真空浸渍，和/或所述浸渍的时间为10～120min；在步骤(b)中，抽真空后，反应炉体内的绝对压力为0.1～10Pa；在步骤(b)中，通入的惰性气体为氩气，和/或通入的惰性气体的流量为1～1000sccm；和/或在步骤(b)中，以1～100℃/min的升温速率升温至1450～1750℃。
本发明在第二方面提供了本发明在第一方面所述的制备方法制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料。
优选地，所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的拉伸强度大于200MPa。
本发明与现有技术相比至少具有如下有益效果：
(1)本发明采用铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得C/HfC超高温陶瓷基复合材料；在本发明中，所述铪硅陶瓷前驱体在后续浸渍裂解过程中，随着温度的升高，先转化为氧化铪和氧化硅，再与体系内的碳发生碳热还原反应。本发明发现，转化成的氧化硅为非晶态氧化硅，非晶态氧化硅的熔点往往低于1500℃，随着温度的升高，能够使得氧化硅呈半流动态，具有一定粘度，填充于HfC颗粒之间，便于HfC颗粒的流动粘结。由于体系处于真空状态，氧化硅SiO2呈熔融态，可以在1450～1750℃的范围下不断挥发，随着时间延长，氧化硅挥发完毕，HfC烧结也完全，得到含有HfC基体而不含有SiC基体的C/HfC超高温陶瓷基复合材料。相较于常规的聚铪氧烷前驱体裂解，本发明发现，采用铪硅陶瓷前驱体作为反应物，能够使得HfC表现出更加优异的烧结性能，能够在1450～1750℃范围内实现HfC的完全烧结。
(2)本发明配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1，如此才能在不降低C/HfC超高温陶瓷基复合材料的耐烧蚀性能的前提下，保证HfC的烧结效果；本发明发现，若铪硅摩尔比例高于10:1，导致后续HfC烧结效果较差；若铪硅摩尔比例低于2:1，则最终制得的C/HfC超高温陶瓷复合材料含硅较多，耐烧蚀性能较差。
(3)本发明通过在真空条件下进行裂解反应，借助于氧化硅，将氧化铪的碳热还原反应温度(裂解温度)由1800-2000℃降低至1450-1750℃。更低的裂解温度，一方面能够降低氧化铪碳热还原反应活性，避免碳纤维与氧化铪发生反应而受到严重损伤的问题；另一方面能够降低复合材料内部应力，由于HfC与碳/碳基体热膨胀系数不匹配，更高的裂解反应温度意味着常温下应力越大，在后续使用过程中易导致开裂等严重后果。
附图说明
图1是本发明实施例1制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构图(SEM图)。
图2是本发明实施例4制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构图(SEM图)。
具体实施方式
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明在第一方面提供了一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备方法，所述方法包括如下步骤：
(1)提供碳/碳基体；在本发明中，优选的是，所述碳/碳基体为密度为0.4～1.2g/cm3的碳纤维增强碳基复合材料；例如可以采用针刺结构、缝合结构、细编穿刺结构等中的任意一种的碳纤维预制体通过采用现有的化学气相沉积方法或浸渍裂解法等方法制备而成。
(2)配制包含有聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体和有机溶剂的铪硅陶瓷前驱体；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1(例如2:1、3:1、4:1、5:1、6:1、7:1、8:1、9:1或10:1)；在本发明中，在配制所述铪硅陶瓷前驱体时，所述聚铪氧烷、聚碳硅烷的用量配比为使得所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1即可；本发明对所述聚铪氧烷、聚碳硅烷的来源没有特别的限制，采用市面上可以直接购买的产品或者通过现有方法制备而成的产品均可。
(3)以所述铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得C/HfC超高温陶瓷基复合材料；进行裂解的温度为1450～1750℃。
本发明采用铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得C/HfC超高温陶瓷基复合材料；在本发明中，所述铪硅陶瓷前驱体在后续浸渍裂解过程中，随着温度的升高，先转化为氧化铪和氧化硅，再与体系内的碳发生碳热还原反应。本发明发现，转化成的氧化硅为非晶态氧化硅，非晶态氧化硅的熔点往往低于1500℃，随着温度的升高，能够使得氧化硅呈半流动态，具有一定粘度，填充于HfC颗粒之间，便于HfC颗粒的流动粘结。随着时间延长，氧化硅挥发完毕，HfC烧结也完全。相较于常规的聚铪氧烷前驱体裂解，本发明发现，采用铪硅陶瓷前驱体作为反应物，能够使得HfC表现出更加优异的烧结性能，能够在1450～1750℃范围内实现HfC的完全烧结。本发明配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1，如此才能在不降低C/HfC超高温陶瓷基复合材料的耐烧蚀性能的前提下，保证HfC的烧结效果；本发明发现，所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与硅摩尔比例在(2～10)：1的范围内时，在裂解的过程中，能保证生成的氧化硅挥发完毕，最终制得的材料中不含有SiC基体，能有效保证材料的耐烧蚀性能不降低，但若铪硅摩尔比例低于2:1，生成的氧化硅过多，则不易挥发完全，最终导致复合材料中含硅较多，耐烧蚀性能较差，而若铪硅摩尔比例高于10:1，则导致后续HfC烧结效果较差。通过本发明方法制备得到的C/HfC超高温陶瓷基复合材料具有强韧性的优势，表现为力学性能的显著提升。
中国专利申请CN109265187A公开了一种Cf/HfC-TaC-C复合材料，其以碳纤维预制体为骨架，且将所述碳纤维预制体浸渍于含铪钽前驱体共聚物的前驱体溶液中并经固化、裂解制得。而与现有技术不同，本发明以包含有聚铪氧烷和聚碳硅烷的所述铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，并不是为了制得同时包含有HfC和SiC基体的超高温陶瓷基复合材料，而是为了通过氧化硅SiO2的低温熔融，实现HfC的低温烧结，优化HfC烧结性能，制得含有HfC基体而不含有SiC基体的C/HfC超高温陶瓷基复合材料。此外，本发明通过借助裂解过程中转化形成的氧化硅的低温熔融实现了优化HfC的烧结性能，这与现有技术通过机械混合的方式添加SiC或SiO2粉体作为烧结助剂的方式也明显不同，本发明以包含有聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体和有机溶剂的铪硅陶瓷前驱体为反应物，采用的是溶液相分散，在反应过程中可以实现SiO2在HfC内部均匀分散，实现一个更好的烧结效果。
根据一些优选的实施方式，所述碳源前驱体为酚醛树脂、糠酮树脂、蔗糖、呋喃树脂中的一种或多种，优选的是，所述碳源前驱体为糠酮树脂，本发明对所述糠酮树脂的来源没有特别的要求，采用市面上可以直接购买的产品或者通过现有方法制备而成的产品即可。
本发明对所述有机溶剂没有特别的要求，只要能达到溶解混合聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体即可。
根据一些优选的实施方式，所述有机溶剂为二甲苯。
根据一些优选的实施方式，所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述有机溶剂的质量比为10：(1～5)(例如10:1、10:2、10:3、10:4或10:5)；和/或所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述碳源前驱体的质量比为(10～20)：1(例如10:1、11:1、12:1、13:1、14:1、15:1、16:1、17:1、18:1、19:1或20:1)；在本发明中，这一质量比的选择，有利于确保碳源前驱体中的碳量保证生成HfC，而不会有过多的碳量会与反应过程中转化形成的氧化硅SiO2反应，使得SiO2与C发生氧化还原反应，而导致生成Si。
根据一些优选的实施方式，通过如下方式配制所述铪硅陶瓷前驱体：
用有机溶剂将聚铪氧烷和聚碳硅烷混合均匀，得到混合液，然后往所述混合液中加入碳源前驱体(例如糠酮树脂)并在转速为100～1000rpm(例如100、500、800或1000rpm)的条件下搅拌1～10h(例如1、3、5、8或10h)，配制成所述铪硅陶瓷前驱体。在本发明中，将所述碳源前驱体加入所述混合液中并在转速为100～1000rpm的条件下搅拌1～10h，有利于碳源前驱体在体系中分散均匀；本发明发现，只有碳源前驱体在体系内分散均匀，才有利于保证碳源前驱体在固化裂解后形成的碳在HfO2中可以实现分子级均匀分散，从而在后续的碳热还原反应中才可以有效保证HfO2完全转化成HfC。本发明对所述铪硅陶瓷前驱体的粘度没有特别的要求，例如配制成的所述铪硅陶瓷前驱体的粘度可以为100～300mPa·s。
根据一些具体的实施方式，配制铪硅陶瓷前驱体为：将聚铪氧烷、聚碳硅烷与二甲苯均匀混合配制(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与二甲苯溶剂的用量的质量比为10：(1～5))，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与糠酮树脂的用量的质量比为(10～20)：1)，机械搅拌1～10小时，转速100～1000rpm，配制成铪硅陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷与聚碳硅烷的用量配比为使得配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(2～10)：1。
根据一些优选的实施方式，所述碳/碳基体为密度为0.4～1.2g/cm3的碳纤维增强碳基复合材料。
根据一些优选的实施方式，步骤(3)包括如下子步骤：
(a)将步骤(1)提供的所述碳/碳基体置于步骤(2)配制的所述铪硅陶瓷前驱体中浸渍，得到铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体；在本发明中，优选为通过真空浸渍的方式使得所述铪硅陶瓷前驱体充分浸渍于所述碳/碳基体内部的孔隙中，优选的所述浸渍的时间为10～120min。
(b)将所述铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，通入惰性气体，然后在100～400℃交联固化1～360min优选为60～180min，再在1450～1750℃恒温裂解1～360min，优选为60～180min；在1450～1750℃恒温裂解1～360min的过程中，发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；常压条件下，氧化铪的碳热还原反应(HfO2+C→HfC+CO)温度为1800～2000℃，步骤(b)的关键在于通过引入真空环境，使得其向正反应方向移动，并借助裂解过程中转化形成的氧化硅SiO2的低温熔融实现的优化HfC烧结性能的作用，大幅度降低反应温度至1450～1750℃；在本发明中，密封、抽真空、通入惰性气体指的是密封所述反应炉体并对所述反应炉体抽真空后，往所述反应炉体内通入惰性气体。
(c)在步骤(b)的裂解反应结束后，程序控制降温，降温速率为50～100℃/min，冷却至室温后，停止通入惰性气体，并恢复至大气压；在本发明中，停止通入惰性气体，并恢复至大气压指的是，停止往所述反应炉体内通入惰性气体，恢复反应炉体内的压力至大气压。
(d)重复步骤(a)至(c)至少一次；在本发明中，优选的是，重复步骤(a)至(c)，直至制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.5-4.5g/cm3。
根据一些优选的实施方式，制得的所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的密度为3.5～4.5g/cm3。
根据一些优选的实施方式，在步骤(a)中，所述浸渍为真空浸渍，和/或所述浸渍的时间为10～120min(例如10、20、30、40、50、60、70、80、90、100、110或120min)，优选为20～40min；本发明对真空浸渍的真空条件没有特别的要求，采用抽真空的方式进行浸渍即可；在步骤(b)中，抽真空后，反应炉体内的绝对压力为0.1～10Pa；在步骤(b)中，通入的惰性气体为氩气，和/或通入的惰性气体的流量为1～1000sccm；在本发明中，单位“sccm”表示的是，标准毫升/分钟；和/或在步骤(b)中，以1～100℃/min优选为10～30℃/min的升温速率升温至1450～1750℃。
根据一些具体的实施方式，步骤(3)中的所述浸渍裂解法为，将步骤(1)制得的碳/碳基体置于步骤(2)配制的铪硅陶瓷前驱体中，通过抽真空的方式，使铪硅陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为10～120min；将上述经铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内的绝对压力为0.1～10Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为1～1000sccm；设置程序控制升温，升温速率为1～100℃/分钟，升至1450～1750℃，恒温1～360分钟，在该过程中发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50～100℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料的密度达到3.5～4.5g/cm3。
本发明在第二方面提供了由本发明在第一方面所述的制备方法制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料。通过本发明方法制备得到的C/HfC超高温陶瓷基复合材料具有强韧性的优势，表现为力学性能的显著提升。
根据一些优选的实施方式，所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的拉伸强度大于200MPa。
下文将通过举例的方式对本发明进行进一步的说明，但是本发明的保护范围不限于这些实施例。本发明还可有其它多种实施例，在不背离本发明精神及其实质的情况下，熟悉本领域的技术人员可根据本发明作出各种相应的改变和变形，但这些相应的改变和变形都应属于本发明所附的权利要求的保护范围。
实施例1
①提供碳/碳基体：提供密度为0.8g/cm3的碳/碳基体，所述碳/碳基体为采用化学气相沉积工艺对针刺结构碳纤维预制体进行碳基体沉积制备而成的碳纤维增强碳基复合材料。
②配制铪硅陶瓷前驱体：将聚铪氧烷、聚碳硅烷与二甲苯均匀混合(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与二甲苯溶剂的用量的质量比为10:1)，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与糠酮树脂的用量的质量比为10:1)，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成铪硅陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷与聚碳硅烷的用量配比为使得配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比(表1中记为铪硅摩尔比)为10:1。
③C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的铪硅陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使铪硅陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1500℃，恒温120分钟，在该过程中发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
对本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为209MPa。
本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构图(SEM图)如图1所示；从图1的微观结果显示本实施例的烧结效果很好，本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构与现有技术中将单纯碳化硅在1700℃以下进行烧结得到的常见的球形颗粒堆积有很大区别，本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料呈现出具有优势取向的晶体结构状态，同时孔隙很少，形态十分致密。
实施例2
①提供碳/碳基体：提供密度为0.8g/cm3的碳/碳基体，所述碳/碳基体为采用化学气相沉积工艺对针刺结构碳纤维预制体进行碳基体沉积制备而成的碳纤维增强碳基复合材料。
②配制铪硅陶瓷前驱体：将聚铪氧烷、聚碳硅烷与二甲苯均匀混合(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与二甲苯溶剂的用量的质量比为10:1)，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与糠酮树脂的用量的质量比为10:1)，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成铪硅陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷与聚碳硅烷的用量配比为使得配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比(表1中记为铪硅摩尔比)为5:1。
③C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的铪硅陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使铪硅陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1500℃，恒温120分钟，在该过程中发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
对本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为226MPa。
相较于实施例1，实施例2在制备铪硅陶瓷前驱体时，调节铪硅摩尔比例，提高了硅的含量，从而使得C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体烧结性更加优异，使得复合材料力学性能提升。
实施例3
①提供碳/碳基体：提供密度为0.8g/cm3的碳/碳基体，所述碳/碳基体为采用化学气相沉积工艺对针刺结构碳纤维预制体进行碳基体沉积制备而成的碳纤维增强碳基复合材料。
②配制铪陶瓷前驱体：将聚铪氧烷与二甲苯均匀混合(聚铪氧烷与二甲苯溶剂的用量的质量比为10:1)，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷与糠酮树脂的用量的质量比为10:1)，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成铪陶瓷前驱体。
③C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的铪陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使铪陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经铪陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1800℃，恒温120分钟，在该过程中发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
对本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为129MPa。
相较于实施例1，实施例3为采用不含硅的铪陶瓷前驱体为反应物进行浸渍裂解，此时碳热还原温度提升至1800℃，才能保证C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体的烧结性，使得HfC烧结完全，但此时碳纤维受到损伤，同时内部应力较大，使得复合材料力学性能下降明显。
实施例4
实施例4与实施例3基本相同，不同之处在于：
③C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的铪陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使铪陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经铪陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1700℃，恒温180分钟；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
对本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为143MPa。
相较于实施例1，实施例4为采用不含硅的铪陶瓷前驱体为反应物进行浸渍裂解，此时碳热还原温度提升至1700℃进行了长达180分钟的恒温裂解，但仍无法保证C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体的烧结性，HfC烧结不完全，使得复合材料力学性能下降明显。
本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构图(SEM图)如图2所示。本实施例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的微观结构呈颗粒状，相比于图1，图2显示的微观结构比较松散，烧结效果较差。
实施例5～7
实施例5～7的具体工艺参数以及最终制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的性能指标如表1所示，其它制备过程与实施例2相同。
表1：实施例5～7的工艺参数以及性能指标。
Figure BDA0003338448530000141
由表1可知，相较于实施例1，实施例5在制备C/HfC超高温陶瓷基复合材料时，提升了反应温度，从而使得C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体烧结性提升，使得复合材料力学性能也得到提升；相较于实施例7，实施例6在制备C/HfC超高温陶瓷基复合材料时，缩短了反应时间，从而使得C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体烧结性降低，导致复合材料力学性能也有下降。相较于实施例5，实施例7在制备C/HfC超高温陶瓷基复合材料时，提高了Si含量，从而使得C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体烧结性提升，使得复合材料力学性能提高。
对比例1
对比例1与实施例2基本相同，不同之处在于：
③C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的铪硅陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使铪硅陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1800℃，恒温120分钟，在该过程中发生碳热还原反应，进而HfC烧结完全；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至C/HfC超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
对本对比例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为146MPa。
相较于实施例2，对比例1将碳热还原温度提升至1800℃，虽然保证C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体的烧结性，使得HfC烧结完全，但反应温度过高，此时碳纤维受到损伤，同时内部应力较大，使得复合材料力学性能下降明显。
对比例2
对比例2与实施例2基本相同，不同之处在于：
②配制铪硅陶瓷前驱体：将聚铪氧烷、聚碳硅烷与二甲苯均匀混合(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与二甲苯溶剂的用量的质量比为10:1)，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与糠酮树脂的用量的质量比为10:1)，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成铪硅陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷与聚碳硅烷的用量配比为使得配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为15:1。
对本对比例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为168MPa。
相较于实施例2，对比例2中调节铪硅摩尔比例为15:1，硅含量较少，导致后续HfC烧结效果较差，制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料的拉伸强度较低。
对比例3
对比例3与实施例2基本相同，不同之处在于：
②配制铪硅陶瓷前驱体：将聚铪氧烷、聚碳硅烷与二甲苯均匀混合(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与二甲苯溶剂的用量的质量比为10:1)，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体(聚铪氧烷和聚碳硅烷的用量之和与糠酮树脂的用量的质量比为10:1)，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成铪硅陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷与聚碳硅烷的用量配比为使得配制的所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为1:1。
对本对比例制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为230MPa。
相较于实施例2，对比例3中调节铪硅摩尔比例为1:1，硅含量用量较多，对C/HfC超高温陶瓷基复合材料中HfC基体烧结性没有明显的提高作用，但导致制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料含硅较多，耐烧蚀性能明显变差。
本发明对实施例2以及对比例3中制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料用超音速火焰进行了耐烧蚀性能测试，在3000K的高温下烧蚀100s，测得实施例2的线烧蚀率为2.81×10-3mm/s，而对比例3的线烧蚀率为8.91×10-2mm/s。
对比例4
①提供碳/碳基体：提供密度为0.8g/cm3的碳/碳基体，所述碳/碳基体为采用化学气相沉积工艺对针刺结构碳纤维预制体进行碳基体沉积制备而成的碳纤维增强碳基复合材料。
②配制含有二氧化硅的铪陶瓷前驱体：将聚铪氧烷、二氧化硅纳米粉与二甲苯均匀混合，并加入糠酮树脂作为碳源前驱体，机械搅拌10小时，转速150rpm，配制成含有二氧化硅的铪陶瓷前驱体；其中，聚铪氧烷、二氧化硅纳米粉、二甲苯和糠酮树脂的用量的质量比为10:1:1:1。
③超高温陶瓷基复合材料的制备：将密度为0.8g/cm3的碳/碳基体置于步骤②配制的含有二氧化硅的铪陶瓷前驱体中，通过真空浸渍的方式，使含有二氧化硅的铪陶瓷前驱体充分浸渍于碳/碳基体内部的孔隙，浸渍时间为20min；将上述经含有二氧化硅的铪陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，反应炉体内绝对压力为1Pa，通入惰性气体氩气，氩气流量为100sccm；设置程序控制升温，升温速率为10℃/分钟，升至200℃固化120分钟，再升至1700℃，恒温120分钟；反应结束后，程序控制降温，降温速率为50℃/分钟，冷却至室温，关闭惰性气体，并恢复至大气压，取出样品。重复上述浸渍裂解过程，直至超高温陶瓷基复合材料密度达到3.6g/cm3。
本对比例通过机械混合的方式将二氧化硅纳米粉分散进铪陶瓷前驱体溶液中，这种粉体机械混合的方式无法在反应过程中实现SiO2纳米粉在HfC内部的均匀分散，HfC的烧结效果较差。
对本对比例制得的超高温陶瓷基复合材料进行力学性能测试，测得拉伸强度为167MPa。
本发明未详细说明部分为本领域技术人员公知技术。
最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (9)

1.一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料的制备方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：
(1)提供碳/碳基体；
(2)配制包含有聚铪氧烷、聚碳硅烷、碳源前驱体和有机溶剂的铪硅陶瓷前驱体；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的铪与含有的硅的摩尔比为(5～10)：1；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述有机溶剂的质量比为10：(1～5)；所述铪硅陶瓷前驱体中含有的所述聚铪氧烷与所述聚碳硅烷的质量之和与含有的所述碳源前驱体的质量比为(10～20)：1；
(3)以所述铪硅陶瓷前驱体作为反应物，通过浸渍裂解法与所述碳/碳基体反应，制得含有HfC基体而不含有SiC基体的C/HfC超高温陶瓷基复合材料；在真空条件下进行裂解，进行裂解的温度为1450～1750℃；在步骤(3)中，借助裂解过程中转化形成的氧化硅SiO2的低温熔融实现优化HfC的烧结性能；制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料呈现出具有取向的晶体结构状态。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：
所述碳源前驱体为酚醛树脂、糠酮树脂、蔗糖、呋喃树脂中的一种或多种；和/或
所述有机溶剂为二甲苯。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，通过如下方式配制所述铪硅陶瓷前驱体：
用有机溶剂将聚铪氧烷和聚碳硅烷混合均匀，得到混合液，然后往所述混合液中加入碳源前驱体并在转速为100～1000rpm的条件下搅拌1～10h，配制成所述铪硅陶瓷前驱体。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：
所述碳/碳基体为密度为0.4～1.2g/cm3的碳纤维增强碳基复合材料。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)包括如下子步骤：
(a)将步骤(1)提供的所述碳/碳基体置于步骤(2)配制的所述铪硅陶瓷前驱体中浸渍，得到铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体；
(b)将所述铪硅陶瓷前驱体浸渍的碳/碳基体置于反应炉体内，密封，抽真空，通入惰性气体，然后在100～400℃交联固化1～360min，再在1450～1750℃恒温裂解1～360min；
(c)在步骤(b)的裂解反应结束后，程序控制降温，降温速率为50～100℃/min，冷却至室温后，停止通入惰性气体，并恢复至大气压；
(d)重复步骤(a)至(c)至少一次。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于：
制得的所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的密度为3.5～4.5g/cm3。
7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于：
在步骤(a)中，所述浸渍为真空浸渍，和/或所述浸渍的时间为10～120min；
在步骤(b)中，抽真空后，反应炉体内的绝对压力为0.1～10Pa；
在步骤(b)中，通入的惰性气体为氩气，和/或通入的惰性气体的流量为1～1000sccm；和/或
在步骤(b)中，以1～100℃/min的升温速率升温至1450～1750℃。
8.由权利要求1至7中任一项所述的制备方法制得的C/HfC超高温陶瓷基复合材料。
9.根据权利要求8所述的C/HfC超高温陶瓷基复合材料，其特征在于：
所述C/HfC超高温陶瓷基复合材料的拉伸强度大于200MPa。
CN202111301230.8A 2021-11-04 2021-11-04 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法 Active CN113912407B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111301230.8A CN113912407B (zh) 2021-11-04 2021-11-04 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111301230.8A CN113912407B (zh) 2021-11-04 2021-11-04 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113912407A CN113912407A (zh) 2022-01-11
CN113912407B true CN113912407B (zh) 2023-03-03

Family

ID=79245248

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202111301230.8A Active CN113912407B (zh) 2021-11-04 2021-11-04 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113912407B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115710134B (zh) * 2022-11-25 2023-06-16 航天特种材料及工艺技术研究所 一种界面改性的陶瓷基复合材料及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2618567C1 (ru) * 2016-09-02 2017-05-04 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова Российской академии наук (ИОНХ РАН) Способ получения ультравысокотемпературного керамического композита MB2/SiC, где M = Zr, Hf
CN106747549A (zh) * 2016-11-15 2017-05-31 西北工业大学 采用高温‑浸渍裂解工艺制备HfC‑SiC改性C/C复合材料的方法
CN109265187A (zh) * 2017-07-18 2019-01-25 航天特种材料及工艺技术研究所 一种Cf/HfC-TaC-C复合材料及其制备方法
CN110002892A (zh) * 2019-05-08 2019-07-12 航天特种材料及工艺技术研究所 一种铪钽硅三元复相陶瓷前驱体、碳/铪钽碳固溶体-碳化硅陶瓷基复合材料及其制备方法
CN110002890A (zh) * 2019-04-18 2019-07-12 中国科学院上海硅酸盐研究所 一种Cf/HfC-SiC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法
CN110028330A (zh) * 2018-01-11 2019-07-19 航天特种材料及工艺技术研究所 一种陶瓷基复合材料及其制备方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109678511B (zh) * 2018-12-23 2021-09-10 上海交通大学 一种致密HfC(Si)-HfB2复相陶瓷的制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2618567C1 (ru) * 2016-09-02 2017-05-04 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова Российской академии наук (ИОНХ РАН) Способ получения ультравысокотемпературного керамического композита MB2/SiC, где M = Zr, Hf
CN106747549A (zh) * 2016-11-15 2017-05-31 西北工业大学 采用高温‑浸渍裂解工艺制备HfC‑SiC改性C/C复合材料的方法
CN109265187A (zh) * 2017-07-18 2019-01-25 航天特种材料及工艺技术研究所 一种Cf/HfC-TaC-C复合材料及其制备方法
CN110028330A (zh) * 2018-01-11 2019-07-19 航天特种材料及工艺技术研究所 一种陶瓷基复合材料及其制备方法
CN110002890A (zh) * 2019-04-18 2019-07-12 中国科学院上海硅酸盐研究所 一种Cf/HfC-SiC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法
CN110002892A (zh) * 2019-05-08 2019-07-12 航天特种材料及工艺技术研究所 一种铪钽硅三元复相陶瓷前驱体、碳/铪钽碳固溶体-碳化硅陶瓷基复合材料及其制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"HfC及HfC/SiC陶瓷先驱体的制备与理化性能研究;张丽艳;《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技Ⅰ辑》;20200229;第B015-464页 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN113912407A (zh) 2022-01-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109293383B (zh) 一种纤维增强碳-碳化硅陶瓷基复合材料及其制备方法
CN113563091B (zh) 一种极高温抗烧蚀热疏导复合材料及其制备方法
EP2543650B1 (en) Method for manufacturing high-density fiber reinforced ceramic composite materials
CN110028330B (zh) 一种陶瓷基复合材料及其制备方法
CN107419364B (zh) 一种高耐温性的高结晶近化学计量比连续SiC纤维的制备方法
CN111099911B (zh) 一种碳纤维增强碳-碳化硅-碳化锆复合材料及其制备方法
CN107986807B (zh) 长时间抗氧化Cf/C-SiBCN复合材料的制备方法
CN109265687B (zh) 一种含异质元素聚碳硅烷的制备方法
CN110627514A (zh) 一种C/SiC-HfB2复合材料及其制备方法
JP2006290670A (ja) 繊維強化炭化ケイ素複合材料及びその製造方法
CN110642634A (zh) 一种C/SiC-ZrB2复合材料及其制备方法
CN110424068B (zh) 掺入超高温陶瓷复合材料制备SiC纤维及其方法和应用
CN112341229A (zh) 一种梯度C/ZrC-SiC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法
CN115716760A (zh) 一种C/SiC-HfC陶瓷基复合材料及其制备方法
CN113912407B (zh) 一种C/HfC超高温陶瓷基复合材料及其制备方法
CN112457035B (zh) 一种Hf-Ta-C增强的C/SiC陶瓷基复合材料的制备方法
CN112374901B (zh) 一种耐烧蚀改性C/SiC复合材料及其制备方法
CN110028329B (zh) 一种高导热陶瓷基复合材料及其制备方法
CN109748595B (zh) 一种混合渗剂、用途及反应熔渗制备方法
CN112374906A (zh) 一种碳纤维增韧碳化硅-碳化锆复合材料的制备方法
CN115745644B (zh) 一种碳纤维增韧的陶瓷基复合材料及其制备方法
CN113582710B (zh) 一种可用于编织的高导热碳纤维棒及其制备方法和应用
CN115710134B (zh) 一种界面改性的陶瓷基复合材料及其制备方法
JPH10167832A (ja) 長繊維強化炭化ケイ素複合材料の製造方法
CN117164370A (zh) 一种C/HfB2-HfC-Cu复合材料及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant