CN117383954B - 一种碳骨架材料及其制备方法与应用 - Google Patents

一种碳骨架材料及其制备方法与应用 Download PDF

Info

Publication number
CN117383954B
CN117383954B CN202311695521.9A CN202311695521A CN117383954B CN 117383954 B CN117383954 B CN 117383954B CN 202311695521 A CN202311695521 A CN 202311695521A CN 117383954 B CN117383954 B CN 117383954B
Authority
CN
China
Prior art keywords
carbon
mesophase pitch
foam
skeleton material
fiber network
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
CN202311695521.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN117383954A (zh
Inventor
欧阳婷
秦宇
张雅芳
默哈默德·萨迪克·巴洛贡
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.)
Hunan University
Original Assignee
Hunan University
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 Hunan University filed Critical Hunan University
Priority to CN202311695521.9A priority Critical patent/CN117383954B/zh
Publication of CN117383954A publication Critical patent/CN117383954A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN117383954B publication Critical patent/CN117383954B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C04B35/83—Carbon fibres in a carbon matrix
    • 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
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/02—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof by adding chemical blowing agents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C08—ORGANIC MACROMOLECULAR COMPOUNDS; THEIR PREPARATION OR CHEMICAL WORKING-UP; COMPOSITIONS BASED THEREON
    • C08K—Use of inorganic or non-macromolecular organic substances as compounding ingredients
    • C08K7/00—Use of ingredients characterised by shape
    • C08K7/02—Fibres or whiskers
    • C08K7/04—Fibres or whiskers inorganic
    • C08K7/06—Elements
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C08—ORGANIC MACROMOLECULAR COMPOUNDS; THEIR PREPARATION OR CHEMICAL WORKING-UP; COMPOSITIONS BASED THEREON
    • C08K—Use of inorganic or non-macromolecular organic substances as compounding ingredients
    • C08K7/00—Use of ingredients characterised by shape
    • C08K7/22—Expanded, porous or hollow particles
    • C08K7/24—Expanded, porous or hollow particles inorganic
    • C08K7/26—Silicon- containing compounds
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C08—ORGANIC MACROMOLECULAR COMPOUNDS; THEIR PREPARATION OR CHEMICAL WORKING-UP; COMPOSITIONS BASED THEREON
    • C08K—Use of inorganic or non-macromolecular organic substances as compounding ingredients
    • C08K9/00—Use of pretreated ingredients
    • C08K9/12—Adsorbed ingredients, e.g. ingredients on carriers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C09—DYES; PAINTS; POLISHES; NATURAL RESINS; ADHESIVES; COMPOSITIONS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; APPLICATIONS OF MATERIALS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • C09K—MATERIALS FOR MISCELLANEOUS APPLICATIONS, NOT PROVIDED FOR ELSEWHERE
    • C09K5/00—Heat-transfer, heat-exchange or heat-storage materials, e.g. refrigerants; Materials for the production of heat or cold by chemical reactions other than by combustion
    • C09K5/02—Materials undergoing a change of physical state when used
    • C09K5/06—Materials undergoing a change of physical state when used the change of state being from liquid to solid or vice versa
    • C09K5/063—Materials absorbing or liberating heat during crystallisation; Heat storage materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C47/02—Pretreatment of the fibres or filaments
    • C22C47/06—Pretreatment of the fibres or filaments by forming the fibres or filaments into a preformed structure, e.g. using a temporary binder to form a mat-like element
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C49/14—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the fibres or filaments
    • 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
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/48—Organic compounds becoming part of a ceramic after heat treatment, e.g. carbonising phenol resins
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6567—Treatment time
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/66—Specific sintering techniques, e.g. centrifugal sintering
    • C04B2235/661—Multi-step sintering
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Polymers & Plastics (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Medicinal Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Combustion & Propulsion (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Carbon And Carbon Compounds (AREA)

Abstract

本申请提供了一种碳骨架材料，包括碳粘纤维网络体；所述碳粘纤维网络体由石墨化的泡沫碳包裹；所述石墨化的泡沫碳用于在碳纤维网络体内形成导热通路以增强碳纤维网络体导热系数；所述碳粘纤维网络体的制备方法包括如下步骤：将短切碳纤维与中间相沥青粉混合后加热，使中间相沥青粉软化流动，从而粘附包裹在碳纤维交叉处，然后进一步升温，使中间相沥青粉碳化，从而将短切碳纤维粘结。本申请还提供了一种所述碳骨架材料的制备方法和应用。

Description

一种碳骨架材料及其制备方法与应用
技术领域
本发明属于碳材料领域，具体涉及一种碳骨架材料及其制备方法与应用。
背景技术
碳纤维是一种纤维状碳材料，具有非常优异的力学性能(如高比强度，高比模量等)和功能特性(如高导电和导热性)，其作为分散体填充到基体材料中可以大幅提高材料的综合性能。根据纤维形态的不同，碳纤维可分为长丝碳纤维，短切碳纤维，等形式。其中短切碳纤维可加工性高，成本相对较低，因而应用较普遍。然而由于碳纤维的表面惰性，因此其具有疏水性。这导致碳纤维在基体中存在均匀分散的问题。同时由于分散在基体中的碳纤维与基体之间界面热阻大，碳纤维往往不能充分发挥其本征优异性能。同时，随着技术的发展，不同行业对复合材料的导热性能以及力学性能提出了更高的需求。这就要求研发人员将碳纤维的本征性能充分发挥。
现有技术中，陈静,等.发表了名为“碳纤维粉改性中间相沥青基泡沫碳的结构与性能”一文（粉末冶金材料科学与工程,2017,22(1),134-140）。该文中采用150μm中间相沥青粉和直径为7.2μm，平均长度约15μm聚丙烯腈基碳纤维粉（不具有向列型液晶的光学特征）制备了碳纤维粉改性中间相沥青基泡沫碳。但因聚丙烯腈基碳纤维的导热系数低，且过短的纤维长度不利于导热性能与力学性能的提升。此外，该制备方法难以将毫米级长度的碳纤维通过固相混合方式混合均匀。
现有技术中，公开号为CN115448747A的专利申请公开了一种石墨纤维复合泡沫碳及其制备方法。该专利向低软化点中间相沥青中添加高导热中间相石墨纤维粉，高温自发泡得到碳泡沫，经过氧化，碳化，石墨化后得到高导热泡沫碳。所述石墨纤维复合泡沫碳中，中间相沥青基石墨纤维复合在其韧带部分，并取向排列，泡沫碳的孔隙率大于77%；上述两种制备方法难以使得毫米级长度碳纤维在中间相沥青基泡沫碳中分散均匀。且碳纤维以离散相分布在中间相沥青基泡沫碳中。
现有技术中，公开号为CN107601453A的专利申请公开了一种高开孔率泡沫碳材料的制备方法。该专利先将沥青和环氧树脂球磨后，倒入反应容器，并按比例称取双马来酰亚胺进行聚合反应，然后再加入二元胺搅拌获得预聚树脂，所得预聚树脂再经浇注成型、树脂的固化及碳化工艺制得所述泡沫碳材料。该方法所得碳材料中的碳源含有较多的树脂类碳源，因树脂基碳材料通常不易石墨化，因此所得该发明所得碳材料的导热性能不佳。
现有技术中，公开号为CN102134068A的专利申请公开了一种采用高聚物泡沫为模板，沥青类物质中有机溶剂可溶组分为泡沫碳的碳源，经浸渍、预氧化以及碳化工艺制备高开孔率石墨化泡沫碳材料的方法。该方法需要使用高聚物泡沫模板，并采用有机溶剂对沥青进行萃取，且需要对沥青进行较长时间的预氧化。
现有技术中，公开号为CN104150474B的发明专利公开了一种中间相沥青基泡沫碳的制备方法。该专利以中间相沥青为主要原料，向原料中加入路易斯酸催化剂，并按路易斯酸催化剂与中间相沥青质量比为0.01-0.5组成的原料，经机械混合、置入高压釜，碳化石墨化，即可制成中间相沥青基泡沫碳材料。该制备方法涉及高压条件或含氟强酸，增加了安全风险。现有技术中，公开号为CN104876580B的发明专利公开了一种轻质高导热碳基材料的制备方法。该专利以气相生长碳纤维或高导热中间相沥青短切纤维为增强体，以中间相沥青为粘结剂，经强酸表面处理、混合、高压发泡等工艺制备多孔结构的轻质高导热碳基材料。该方法涉及强酸对纤维表面的改性处理，以及中间相沥青的高压发泡工艺，增加了安全风险。
由此可见，现有存在如下缺点：
1、因聚丙烯腈基碳纤维具有导热系数低的本征属性，且过短的纤维长度不利于导热性能与力学性能的提升；
2、碳纤维以离散相存在于泡沫碳中，较长的毫米级碳纤维难以均匀分散在沥青基泡沫碳中；
3、现有技术需要通过精确调控原料、高压发泡和温度来获得泡沫碳；
4、现有技术采用模板法获得高开孔率的泡沫碳材料时，模板难以去除；
5、现有技术使用有机溶剂或强酸，增加了安全风险；对沥青较长时间的预氧化热处理工艺降低了生产效率；
6、现有技术所得碳材料中含有较多不易石墨化碳，导致所得碳材料的导热性能不佳。
发明内容
针对现有技术的缺陷，本发明的第一个目的在于提供一种高导热多孔碳骨架材料。
本发明的第二个目的在于提供一种所述高导热多孔碳骨架材料的制备方法。
本发明的第三个目的在于提供一种所述高导热多孔碳骨架材料的应用。
本发明采用如下技术方案实现：
一种碳骨架材料，包括碳粘纤维网络体，由碳纤维之间互相粘结而成；和
泡沫碳，由所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中加热发泡得到，所述碳粘纤维网络体用于作为框架，限制发泡时泡沫碳孔壁的生成位置，使所述泡沫碳的孔壁延所述碳纤维生成；发泡完成后，所述碳纤维构成了所述泡沫碳的韧带，所述碳纤维围成的韧带之间形成了泡沫碳的孔壁；
所述碳粘纤维网络体和所述泡沫碳石墨化后即得所述碳骨架材料。
所述碳纤维的直径为10~25µm；
所述碳纤维的长度为1~10mm；
所述碳纤维为石墨化的碳纤维；
所述泡沫碳为石墨化的泡沫碳；
所述碳粘纤维网络体的密度为0.1~0.5g/cm3。
所述碳骨架材料的面内导热系数为：23.5~62.2 W/m·K ，面外导热系数为：4.1~8.5 W/m·K。
所述韧带的直径为15-30µm。
一种所述的碳骨架材料的制备方法，包括如下步骤：
S1将短切碳纤维与中间相沥青粉混合后加热，使中间相沥青粉软化流动，从而粘附包裹在碳纤维交叉处，然后进一步升温，使中间相沥青粉碳化，以将短切碳纤维粘结，从而得到所述碳粘纤维网络体；
S2将所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中，于惰性气氛下加热，使中间相沥青粉融熔后转化为中间相沥青，然后在真空下将中间相沥青浸入所述碳粘纤维网络体中，得到坯体；
S3对坯体中的中间相沥青进行发泡后，将坯体石墨化，即得。
所述S1包括将短切碳纤维与中间相沥青粉混合后加热至中间相沥青粉软化点以上20~100℃后保温1~3h的步骤；
所述中间相沥青粉的软化点为210~350℃
所述中间相沥青粉的粒度Dv95≤40μm。
所述S1中的碳化温度为600-1000℃；
所述石墨化的温度为2800～3200℃；
所述石墨化的保温时间为0.5~5h。
所述S2包括将所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中，于惰性气氛下加热至中间相沥青粉软化点以上20~100℃后，保温并抽真空，使所述中间相沥青浸入所述碳粘纤维网络体中的步骤。
包括保温并抽真空至压强小于1kPa的步骤；
所述S2中的保温时间为0.5~5h。
所述S3中的发泡包括在常压、惰性气体保护下将坯体升温至500~700℃保温0.5~5h的步骤。
一种所述的碳骨架材料的应用，应用于制备相变储能复合材料；或者
应用于制备硅胶基复合材料；或者
应用于制备金属基复合材料。
相对于现有技术，本发明有益效果如下：
本发明提供的所得多孔碳骨架材料中除了本身碳粘纤维网络体中的高导热通路，中间相沥青粉形成的泡沫碳中石墨孔壁和韧带可以在炭纤维表面形成薄层导热通路，拓展了声子传输途径，增加了与基体的接触面积，可有效提升导热；同时整体骨架密度可控，进而可以对导热率进行调控。
本发明提供的具有连通网络的碳纤维为基体并于泡沫碳孔壁和韧带共同形成骨架，这样可以确保通孔结构、以及高强度高导热性能。
本发明提供的碳骨架材料的制备方法中，发泡的步骤在常压条件下完成，提高了生产安全性。本发明提供的多孔碳骨架材料为增强体，通过液相浸渍方式向孔隙填充相变储能材料或树脂材料或硅胶材料或金属材料后，获得的复合材料具有导热系数高的特征。
本发明所得多孔骨架材料及其复合材料应用范围广泛，制备过程简单，对设备要求不高，参数容易控制，容易放大，利于工业化生产。
附图说明
图1示出了实施例1所使用的开裂放射状截面结构炭纤维的SEM图；
图2示出了实施例1所得的多孔碳骨架材料的SEM图；
图3示出了实施例1所得的多孔碳骨架材料的偏光显微图；
图4示出了实施例1所得的多孔碳骨架材料的XRD图谱；
图5示出了实施例1所得的多孔碳材料的单点拉曼光谱图（ID=707;IG=4600;R=ID/IG=0.15）；
图6示出了实施例4所使用的无规状截面结构炭纤维的SEM图；
图7示出了实施例5所使用的洋葱状截面结构炭纤维的SEM图；
图8示出了实施例6所使用的中空状截面结构炭纤维的SEM图。
具体实施方式
对于高导热体系而言，碳质粘结剂虽然能提供连续网络通道，但其增加的界面热阻使得碳纤维网络体的导热率提升有限。因此需要寻求更有效的方式，在保证孔隙率和低密度的情况下进一步提升碳纤维网络体的导热率和强度。本发明所述高导热多孔碳骨架材料是以低密度碳粘纤维网络体为基体，通过液相浸渍中间相沥青并发泡，碳化和石墨化处理获得。由于中间相沥青的易石墨化性，可在碳纤维网络体之间形成额外的导热通路增强导热，同时由于发泡后形成了连续通孔，可以通过控制发泡条件，调节网络体的密度和孔隙率，获得导热和强度性能高度可调的多孔碳骨架材料。作为对比的，现有技术中，公开号为CN115448747A的专利申请公开了一种泡沫碳材料，该泡沫碳材料中碳纤维作为辅助提供导热通道的材料，复合在了泡沫碳材料的韧带上，从而提高了该泡沫碳材料的强度和热导率。而本发明提供了一种与上述泡沫碳材料设计思路相反的碳骨架材料，所述碳骨架材料包括作为主体的碳粘纤维网络体；所述碳粘纤维网络体由碳纤维之间互相粘结而成。同时，泡沫碳则起辅助作用。泡沫碳，由所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中加热发泡得到，所述碳粘纤维网络体用于作为框架，限制发泡时泡沫碳孔壁的生成位置，使所述泡沫碳的孔壁延所述碳纤维生成；发泡完成后，所述碳纤维构成了所述泡沫碳的韧带，所述碳纤维围成的韧带之间形成了泡沫碳的孔壁；所述碳粘纤维网络体和所述泡沫碳石墨化后即得所述碳骨架材料。该材料的力学性能和导热性能主要由碳粘纤维网络体决定。而泡沫碳的存在是为了进一步提高碳粘纤维网络体导热系数。虽然泡沫碳和碳纤维接触会增加一定的界面热阻，但是泡沫碳的韧带具有高导热性质，通过将碳纤维作为所述泡沫碳的韧带的模板载体，所述泡沫碳会为碳纤维增加了导热通路，进一步增强了碳粘纤维网络体的导热性能。而且，由于所述泡沫碳的韧带的模板载体为所述碳纤维，因此，泡沫碳的韧带数量和孔壁的总面积由碳纤维的数量决定。因此，所述泡沫碳材料的力学和热学性质具有很强的可设计性。再者，由于本发明提供的多孔碳骨加材料中的碳粘纤维网络体由碳纤维之间互相粘结而成；所述泡沫碳的韧带的模板载体为所述碳纤维；所述泡沫碳的孔壁边缘通过韧带与所述碳纤维连接，这种结构会具有非常强的毛细管效应。这是因为多孔碳骨加材料中的碳粘纤维网络体作为模板，后所述泡沫碳的孔壁边缘通过韧带由于一定会与所述碳纤维连接，因此，这可形成足够多的均匀的狭窄结构，从而产生毛细管效应。而公开号为CN115448747A的专利申请公开的泡沫碳材料由于发泡的随机性，而会随机的生成大小不一的孔，当泡沫碳材料中随机生成了较多孔径较大的孔时，毛细管效应就会变得很弱。
所述碳纤维的直径为10~25µm；纤维直径过大会导致与水的接触面积变小，会导致抽滤过程中纤维上浮，影响抽滤效果，同时也会使得单根纤维变重，抽滤得到的滤饼太矮，增加处理难度。纤维直径过小，会导致抽滤过程中阻塞滤纸，使得固液分离成型过程变得困难，后续操作难以处理。
本发明中所述中间相沥青包含煤系中间相沥青，油系中间相沥青，萘系中间相沥青以及以尼日利亚天然沥青为原料制备的中间相沥青。
所述碳纤维的长度为1~10mm；纤维长度过长会使得纤维分散困难，在抽滤过程中难以得到形貌良好的滤饼，会出现明显的分层效果。纤维长度过短会在滤纸中阻塞，难以抽滤，即便得到滤饼，制备出的样品中也会出现导热通路少，导热率低的问题。
作为优选的，所述碳纤维为石墨化的碳纤维；
作为优选的，所述泡沫碳为石墨化的泡沫碳；
作为优选的，本发明提供的碳粘纤维网络体的密度可在0.1~0.5g/cm3之间进行调整，从而得到不同导热系数和力学性能的碳骨架材料。
所述泡沫碳的孔壁的厚度为5-10µm；
作为优选的，所述韧带的直径为15-30µm。
本发明还提供了一种所述的碳骨架材料的制备方法。具体如下：
首先制备碳纤维网络体：即使用碳纤维原料制备得到高导热碳粘碳粘结中间相沥青基碳纤维网络体（纤维直径：10~25µm纤维长度：1~10mm网络体密度：0.1~0.5g/cm3）。具体的，将纤维短切后与碳质粘结剂（中间相沥青粉，软化点210~350℃，粒度：Dv95≤40μm）在液体介质中均匀混合，抽滤并干燥，得到滤饼，于保护气氛中(包括氮气、氩气、氦气)进行碳化得到碳粘碳纤维网络体骨架。（所述碳化包括采用1~10℃/min的升温速度将沥青升温至软化点以上20~100℃进行1~3h保温，使沥青软化流动，并在碳纤维交叉处粘附包裹，随后进一步升温至600~1000℃的步骤）。
然后进行包埋：将碳粘碳纤维网络体包埋入中间相沥青粉末中（中间相沥青粉末，软化点为210~350℃，粒度：Dv95≤40μm），使得粉末熔融后可以完全没过碳粘碳纤维网络体。
然后进行熔融浸渍：惰性气体保护下将中间相沥青粉末熔融浸渍入碳粘碳纤维网络体（真空、常压、高压，浸渍温度：沥青软化点以上20~100℃）。具体的，将包埋好的碳粘碳纤维网络体至于密封容器中，抽真空至<1kPa,然后将密封容器的温度升温至中间相沥青熔融温度（沥青软化点以上20~100℃），保温0.5~5h。（熔融温度高于软化点20℃有利于沥青的软化流动，高于软化点温度过高，例如＞100℃时可导致沥青的裂解而降低流动性，从而不利于沥青的流动粘附）
然后进行中间相沥青发泡：具体地，在常压下，向密封容器中通入惰性气体并将密封容器的温度升温至500~700℃；升温速率：5～10℃/min；保温：0.5~5h。（过低的温度不能达到沥青的快速裂解温度区从而不能发泡；因发泡完成后的样品后续需要经历石墨化热处理过程，过高的发泡温度终温导致不必要的热能损耗，不利于降低生产成本；升温速率过慢导致沥青裂解产生的气体缓慢释放而不能发泡；过快的升温速率，因沥青是热的不良导体，传热不及时导致样品内外温差大从而不利于均匀发泡）。
上述熔融浸渍至中间相沥青发泡步骤的重复次数为1~5次。
最后将发泡好的碳纤维网络体石墨化：将发泡好的碳纤维网络体于惰性气体保护下升温至2800～3200℃；升温速率：1～100℃/min；保温：0.5~5h，从而获得多孔碳骨架材料（过低的石墨化温度和过短的保温时间导致多孔碳骨架材料的石墨化程度不佳，从而影响石墨化度，不利于导热性能的提高；过高的石墨化温度及升温速率和过长的保温时间对设备元器件及保温材料产生非常规损耗；多低的升温速率导致非必要的电能损耗）。
泡沫碳的韧带是在加热过程中，随着温度的升高，中间相沥青熔融，其中的轻组分逸出气泡，气泡成核并长大，最终饱和而形成的。在熔融沥青表面张力的驱动下，相邻的气泡聚集，并形成气泡壁，这种气泡壁就叫做泡沫碳韧带，气泡长大过程中切应力迫使沥青中间相成分沿着韧带重新排列，即韧带富含中间相成分，并在石墨化之后，形成具有高度取向的石墨微晶结构，这就使得韧带具有高导热性能。而本发明提供的碳骨架材料的制备方法，采用碳纤维网络体作为发泡的模板，从而在发泡时，碳纤维网络体中的相互粘结的碳纤维会形成一个框架，在发泡时，泡沫碳的韧带一定会形成于碳纤维上，因此，泡沫的孔壁只会形成于碳纤维形成的框架上。该制备方法可稳定地将泡沫碳的孔壁通过韧带负载在碳纤维上，从而提高碳纤维网络体的导热系数。而且，由于泡沫碳的韧带一定会形成于碳纤维上，因此，碳纤维网络体中碳纤维的数量就决定了韧带的数量，因此最终的多孔碳骨架材料的热导率的可设计性很强。
本发明还提供了所述的碳骨架材料的应用，应用于制备相变储能复合材料；或者应用于制备硅胶基复合材料；或者应用于制备金属基复合材料。
具体的，所述碳骨架材料可通过真空浸渍制备相变储能复合材料：将上述石墨化后的多孔碳骨架材料置于熔融的有机相变材料中（有机相变材料包括石蜡、脂肪酸类、多元醇类，熔点：40~200℃），利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待物料冷区后，进行切割取样，获得高导热相变储能复合材料。由于碳纤维骨架构成了的多孔碳骨架结构，这种孔隙结构内部的毛细管作用力会阻碍其中填充材料的流失，从而降低有机相变材料的泄露率。
具体的，所述碳骨架材料可通过真空浸渍制备树脂基复合材料：将上述石墨化后的多孔碳骨架材料置于配置好的树脂溶液中（例如：环氧树脂E51与固化剂三乙烯四胺的质量比为9:1），利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待物料冷区后，进行切割取样，获得高导热树脂基复合材料。
具体的，所述碳骨架材料可通过真空浸渍制备硅胶基复合材料：将上述石墨化后的多孔碳骨架材料置于硅胶溶液中（例如：聚二甲硅氧烷，PDMS），利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待物料冷区后，进行切割取样，获得高导热硅胶基复合材料。
具体的，所述碳骨架材料可通过真空浸渍制备金属基复合材料：将上述石墨化后的多孔碳骨架材料置于熔融态的铝液中，利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待物料冷区后，进行切割取样，获得高导热金属基复合材料。
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
下面结合一些实例说明对本专利进行一些说明。
将实施例与对比例所得材料进行测试：
1、通过梅特勒-托利多DP90获得沥青的软化点；
2、通过马尔文激光粒度仪3000获得中间相沥青粉末的粒径分布，包含Dv97；
3、通过日本电子扫描电子显微镜JSM-7610观察多孔碳骨架材料的显微结构、中间相沥青碳、中间相沥青基碳纤维的截面结构等，其中空结构的碳纤维的中空度H定义为中空区域的面积S1与碳纤维整体截面面积S2的比值（碳纤维整体截面面积包含中空区域的面积），即H=S1/S2，S1、S2通过扫描电子显微图获得。
4、通过奥林巴斯偏光BX53获得多孔碳骨架材料、中间相沥青碳、中间相沥青基碳纤维的偏光显微结构；
5、通过贝士德真密度仪测料多孔碳骨架材料的真密度；
6、上述材料的体密度均通过质量与体积的比值计算其体密度，质量通过分析天平测得，体积通过测量后计算获得；
7、通导热率通过下列公式1算得，其中热扩散系数(α)与比热容(C P)通过耐驰LFA467激光导热仪测试，其中k为材料导热系数，α为热扩散系数，ρ和C P分别为材料样品的体密度及比热容。
9、孔隙率P通过多孔碳骨架的体密度与真密度/>通过公式2计算得到；
10、采用德国布鲁克D8AdvanceX射线衍射仪对多孔碳骨架材料进行XRD谱图扫描，采用铜靶，其波长为0.154056nm，扫描速度4°/min，并通过如HighScorePlus、jade等分析软件获取谱图信息，如石墨层间距d002、（002）峰的半峰宽（FWHM）等，并通过计算获得石墨化度，石墨化度g=(0.3440-d002)/0.0086*100%。
11、采用赛默飞DXR™3激光拉曼光谱仪对多孔碳骨架材料样品进行检测，激光波长为532nm，使用面扫功能对样品选区扫描，该区域由100个单点拉曼光谱谱图构成，由仪器自带功能将上述100个单点激光拉曼光谱谱图的R值进行计算，并计算其平均值，所述R=ID/IG，ID为D峰的峰强度数值，IG为G峰的峰强度数值，D峰的拉曼位移在1350cm-1附近，G峰的拉曼位移在1580cm-1附近；
以下结合具体实施例对本发明进行进一步说明。
实施例1
1）将长度为5mm、直径为18.8µm的开裂放射状截面结构中间相沥青基碳纤维（开裂角度为125°）和软化点为305℃粒径Dv50=15μm、DV95=40μm的中间相沥青粉末按质量比为4:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于碳化炉中，以1℃/min升温至355℃并保温3h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以1℃/min升温至600℃并保温3h，以便中间相沥青完成低温碳化过程，从而获得碳粘碳纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为305℃，粒径Dv50=15μm、DV95=40μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘碳纤维网络体的质量比为1.5，随后以1℃/min升温至355℃并保温3h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以10℃/min升温至600℃并保温3h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将步骤3中的碳材料C在氩气气氛保护下，以10℃/min从室温升温至3200℃，并保温3h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例2
1）将长度为1mm、直径为10.0µm的开裂放射状截面结构中间相沥青基炭纤维（开裂角度为80°）和软化点为210℃粒径Dv50=5μm、DV95=24μm中间相沥青粉末按质量比为4:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以5℃/min升温至310℃并保温3h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以5℃/min升温至600℃并保温3h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为210℃，粒径Dv50=5μm、DV95=24μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为1.5，随后以5℃/min升温至310℃并保温3h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以10℃/min升温至600℃并保温3h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将碳材料C再重复步骤2和步骤3的操作过程1次，累计实现中间相沥青的2次熔融浸渍过程，从而获得碳材料D
5）将步骤4中的碳材料D在氩气气氛保护下，以10℃/min从室温升温至2800℃，并保温3h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例3
1）将长度为10mm、直径为25.0µm的开裂放射状截面结构中间相沥青基炭纤维（开裂角度为138°）和软化点为350℃粒径Dv50=5μm、DV95=24μm的中间相沥青粉末按质量比为4:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以5℃/min升温至370℃并保温3h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以5℃/min升温至600℃并保温3h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为350℃，粒径Dv50=5μm、DV95=24μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为1.5，随后以5℃/min升温至370℃并保温3h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以10℃/min升温至600℃并保温3h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将碳材料C再重复步骤2和步骤3的操作过程2次，累计实现中间相沥青的3次熔融浸渍过程，从而获得碳材料D
5）将步骤4中的碳材料D在氩气气氛保护下，以10℃/min从室温升温至3200℃，并保温1h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例4
1）将长度为5mm、直径为17.7µm的无规状截面结构中间相沥青基炭纤维和软化点为273℃粒径Dv50=5μm、DV95=24μm中间相沥青粉末按质量比为5:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以7℃/min升温至303℃并保温1h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以7℃/min升温至700℃并保温1h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为273℃，粒径Dv50=5μm、DV95=24μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为2.0，随后以7℃/min升温至303℃并保温0.5h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以8℃/min升温至500℃并保温0.5h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将步骤3中的碳材料C在氩气气氛保护下，以50℃/min从室温升温至3000℃，并保温0.5h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例5
1）将长度为5mm、直径为10.0µm的洋葱状截面结构中间相沥青基炭纤维和软化点为273℃粒径Dv50=3μm、DV95=16μm中间相沥青粉末按质量比为5:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以7℃/min升温至313℃并保温1h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以7℃/min升温至800℃并保温1h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为273℃，粒径Dv50=3μm、DV95=16μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为2.0，随后以7℃/min升温至313℃并保温5h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以6℃/min升温至500℃并保温5h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将步骤3中的碳材料C在氩气气氛保护下，以100℃/min从室温升温至2900℃，并保温5h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例6
1）将长度为5mm、直径为12.2µm的中空状截面结构中间相沥青基炭纤维（中空度为0.07）和软化点为273℃粒径Dv50=10μm、DV95=38μm中间相沥青粉末按质量比为5:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以10℃/min升温至343℃并保温2h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以10℃/min升温至1000℃并保温2h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为273℃，粒径Dv50=10μm、DV95=38μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为2.0，随后以10℃/min升温至343℃并保温2h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以5℃/min升温至700℃并保温2h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将步骤3中的碳材料C在氩气气氛保护下，以20℃/min从室温升温至3200℃，并保温2h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例7
1）将长度为3mm、直径为13.0µm的中空状截面结构中间相沥青基炭纤维（中空度为0.25）和软化点为273℃粒径Dv50=10μm、DV95=38μm中间相沥青粉末按质量比为5:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以10℃/min升温至343℃并保温2h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以10℃/min升温至1000℃并保温2h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为273℃，粒径Dv50=10μm、DV95=38μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为2.0，随后以10℃/min升温至343℃并保温2h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以5℃/min升温至700℃并保温2h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将碳材料C再重复步骤2和步骤3的操作过程2次，累计实现中间相沥青的3次熔融浸渍过程，从而获得碳材料D
5）将步骤4中的碳材料D在氩气气氛保护下，以20℃/min从室温升温至3200℃，并保温2h，从而获得多孔碳骨架材料。
实施例8
1）将长度为7mm、直径为18.0µm的中空状截面结构中间相沥青基炭纤维（中空度为0.43）和软化点为273℃粒径Dv50=10μm、DV95=38μm中间相沥青粉末按质量比为5:1在去离子水中超声分散均匀后进行抽滤并干燥得到滤饼，将滤饼放置于炭化炉中，以10℃/min升温至343℃并保温2h，以便完成中间相沥青的熔融流动及粘附过程。随后以10℃/min升温至1000℃并保温2h，以便中间相沥青完成低温炭化过程，从而获得碳粘炭纤维网络体，即碳材料A。
2）采用软化点为273℃，粒径Dv50=10μm、DV95=38μm的中间相沥青粉末完全包埋步骤1得到碳材料A，中间相沥青粉与碳粘炭纤维网络体的质量比为2.0，随后以10℃/min升温至343℃并保温2h，在保温过程中进行真空浸渍，压力＜1kPa，以便完成中间相沥青的熔融浸渍过程，从而获得碳材料B。
3）将碳材料B，在常压下，以5℃/min升温至700℃并保温2h，从而完成一次中间相沥青的常压发泡过程，从而获得碳材料C。
4）将碳材料C再重复步骤2和步骤3的操作过程4次，累计实现中间相沥青的5次熔融浸渍过程，从而获得碳材料D
5）将步骤4中的碳材料D在氩气气氛保护下，以20℃/min从室温升温至3200℃，并保温2h，从而获得多孔碳骨架材料。
对比例1
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤1中所使用的炭纤维是长度为5mm、直径为7.3µm的聚丙烯腈基炭纤维，其余步骤与实施例1保持一致。
对比例2
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤1中所使用的炭纤维是长度为0.5mm，其余步骤与实施例1保持一致。
对比例3
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤1中所使用的炭纤维是长度为12.0mm，其余步骤与实施例1保持一致。
对比例4
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤4中热处理终温为2400℃，其余步骤与实施例1保持一致。
对比例5
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤2中所使用的中间相沥青粉的粒径Dv50=25μm、DV95=123μm，其余步骤与实施例1保持一致。
对比例6
本对比例与实施例1的差别在于，本对比例步骤2中无中间相沥青粉的熔融和真空浸渍过程，其余步骤与实施例1保持一致。
表1示出了实施例1-8，和对比例1-6制备得到的多孔碳骨架材料的真密度、体密度、孔隙率、R值石墨化度和（002）峰的半高宽数值。其中，R值是拉曼光谱中D峰与G峰的面积比值，比值来表示碳材料中的排列有序程度，比值越低说明碳材料碳层排序越接近理想石墨结果，缺陷越少，石墨化程度越高。
表1
表2示出了出了实施例1-8，和对比例1-5制备得到的多孔碳骨架材料的面内导热系数、面外导热系数、面内与面外导热系数的比值、面内抗压强度、面外抗压强度和面内与面外抗压强度的比值
表2
由表1和表2中实施例1-8的数据可知，本方案所获多孔碳骨架材料具有优异的导热性能与力学性能，此外，中间相沥青的熔融浸渍次数对体密度的提升非常明显，进而对导热性能及力学性能的提升非常显著；
由实施例1与对比例1的数据可知，聚丙烯腈基炭纤维不利于制备具有高导热性能的多孔碳骨架材料；
由实施例1与对比例2-3的数据可知，当炭纤维的长度过短时不利于构架优异的导热通路；当炭纤维的长度过长时，由于纤维分散不均的问题不利于提高多孔碳骨架材料的导热性能；
由实施例1与对比例4的数据可知，石墨化温度过低时不利于多孔碳骨架材料的导热性能基抗压强度的提高；
由实施例1与对比例5的数据可知，当中间相沥青未经历熔融浸渍过程时，由于中间相沥青未能与碳粘炭纤维网络体进行充分接触，从而导致中间相沥青发泡后不能与炭纤维之间形成有效界面及有利的导热通道，进而导致多孔碳骨架材料的导热性能与力学性能较差。
实施例9
本实施例以实施例1中所获多孔碳骨架材料为增强体，将该增强体置于70℃且熔融态的石蜡（熔点60℃）中进行真空浸渍，压力＜1kPa，保压时间为3h，待浸渍完成后再对物料进行自然冷却，随后对复合材料进行切割取样，从而获得高导热相变储能复合材料。
实施例10
本实施例以实施例1中所获多孔碳骨架材料为增强体，将该增强体置于配置好的树脂溶液中（环氧树脂E51与固化剂三乙烯四胺的质量比为9:1在常温下搅拌配置的待固化树脂溶液），利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待树脂完全固化后，进行切割取样，获得高导热树脂基复合材料。
实施例11
本实施例以实施例1中所获多孔碳骨架材料为增强体，将该增强体置于配置好的聚二甲硅氧烷硅胶溶液中，利用真空形成的负压将所述多孔碳骨架材料中空气排出，待硅胶完全固化后，进行切割取样，获得高导热硅胶基复合材料。
实施例12
本实施例以实施例1中所获多孔碳骨架材料为增强体，将该增强体置于620℃且熔融态的铝中进行真空浸渍，压力＜1kPa，保压时间为3h，待浸渍完成后再对物料进行自然冷却，随后进行切割取样，从而获得高导热金属基复合材料。
对比例6
本对比例以对比例1中所获多孔碳骨架材料为增强体，将该增强体置于70℃且熔融态的石蜡（熔点60℃）中进行真空浸渍，压力＜1kPa，保压时间为3h，待浸渍完成后再对物料进行自然冷却，随后对复合材料进行切割取样，从而获得相变储能复合材料。
表3示出了实施例9-12和对比例6制备得到的多孔碳骨架材料的体密度、面内导热系数面和面外导热系数。
表3
由表3数据可知，以本发明所述多孔碳骨架材料为增强体，采用真空浸渍的方法，使相变材料或树脂或硅胶或金属等材料完全填充至碳骨架内部孔隙，可获得高导热复合材料。
由实施例9与对比例6数据可知，选择中间相沥青基炭纤维作为碳粘炭纤维网络体的制备材料有利于提高最终所得多孔碳骨架材料的导热性能。毛细管现象较难直接表征，但因为存在毛细管现象，液体对多孔碳骨架材料的填充会更加完全，因此，其体密度为越高。因此实施例9-12制备得到的材料，其体密度都更接近理论体密度。
本发明提供多孔碳骨架材料的制备方法由于制备得到的多孔碳骨架材料的性质主要受碳粘纤维网络体的决定，因此，该方法中制备参数与多孔碳骨架材料的性质之间存在较强的线性关系，这使多孔碳骨架材料具有较强的可预测性，从而在工业生产中，更方便的制备出特定性质的多孔碳骨架材料。
具体的，采用本发明提供的方法，改变浸渍次数，中间相沥青粉末的粒径类别、发泡温度最终处理温度和纤维长度，然后测量制备出来的多孔碳骨架材料的密度、导热率和孔隙率。通过 对上述数据的处理，可计算出上述数据的线性回归方程与相关系数。
在此定义粒径小于Dv50=5 μm、DV95=24 μm的中间相沥青粉末的粒径类别为1，Dv50=10 μm、DV95=38 μm的中间相沥青粉末的粒径类别为2， Dv50=15 μm、DV95=40μm的中间相沥青粉末的粒径类别为3，Dv25=10 μm、DV95=123 μm的中间相沥青粉末的粒径类别为4。其他参数见下表4。下表中，发泡温度的单位为℃，最终处理温度的单位为℃，发泡温度的单位为℃，最终处理温度的单位为℃，纤维长度的单位是mm，密度单位为g/cm3，导热率单位为(W/m·K)。
表 4
从表4中的数据可得到导热率的多因素的回归分析方程为：
Y1=-28.632 + 9.9.781×K1-0.940×K2-0.145×K3 + 0.13×K4 + 0.008×K5
式中，Y1为导热率；K1为浸渍次数；K2为纤维长度；K3为粒径大小；K4为最终处理温度；K5为发泡温度。
该方程的相关系数R值为0.781。
从表 1 中的数据可得到孔隙率的多因素的回归分析方程为：
Y2=101.473 + -4.287×K1-0.195×K2—0.386×K3 + -0.002×K4 +-0.001×K5
式中，Y2为孔隙率；K1为浸渍次数；K2为纤维长度；K3为粒径大小；K4为最终处理温度；K5为发泡温度。
该方程的相关系数R值为0.829。

Claims (10)

1.一种碳骨架材料，其特征在于：包括
碳粘纤维网络体，由碳纤维之间互相粘结而成；和
泡沫碳，由所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中加热发泡得到，所述碳粘纤维网络体用于作为框架，限制发泡时泡沫碳孔壁的生成位置，使所述泡沫碳的孔壁延所述碳纤维生成；发泡完成后，所述碳纤维构成了所述泡沫碳的韧带，所述碳纤维围成的韧带之间形成了泡沫碳的孔壁；
所述碳粘纤维网络体和所述泡沫碳石墨化后即得所述碳骨架材料；
所述中间相沥青粉的粒度Dv95≤40μm；
所述碳纤维的长度为1~10mm。
2.如权利要求1所述的碳骨架材料，其特征在于：
所述碳纤维的直径为10~25µm；
所述碳纤维为石墨化的碳纤维；
所述泡沫碳为石墨化的泡沫碳；
所述碳粘纤维网络体的密度为0.1~0.5g/cm3。
3.如权利要求1所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
包括如下步骤：
S1将短切碳纤维与中间相沥青粉混合后加热，使中间相沥青粉软化流动，从而粘附包裹在碳纤维交叉处，然后进一步升温，使中间相沥青粉碳化，以将短切碳纤维粘结，从而得到所述碳粘纤维网络体；
S2将所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中，于惰性气氛下加热，使中间相沥青粉熔融后转化为中间相沥青，然后在真空下将中间相沥青浸入所述碳粘纤维网络体中，得到坯体；
S3对坯体中的中间相沥青进行发泡后，将坯体石墨化，即得。
4.如权利要求3所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
所述S1包括将短切碳纤维与中间相沥青粉混合后加热至中间相沥青粉软化点以上20~100℃后保温1~3h的步骤；
所述中间相沥青粉的软化点为210~350℃。
5.如权利要求3所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
所述S1中的碳化温度为600-1000℃；
所述石墨化的温度为2800～3200℃；
所述石墨化的保温时间为0.5~5h。
6.如权利要求3所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
所述S2包括将所述碳粘纤维网络体埋于中间相沥青粉中，于惰性气氛下加热至中间相沥青粉软化点以上20~100℃后，保温并抽真空，使所述中间相沥青浸入所述碳粘纤维网络体中的步骤。
7.如权利要求6所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
包括保温并抽真空至压强小于1kPa的步骤；
所述S2中的保温时间为0.5~5h。
8.如权利要求3所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
所述S3中的发泡包括在常压、惰性气体保护下将坯体升温至500~700℃保温0.5~5h的步骤。
9.如权利要求3所述的碳骨架材料的制备方法，其特征在于：
所述碳骨架材料的面内导热系数为：23.5~62.2 W/m·K ，面外导热系数为：4.1~8.5W/m·K。
10.如权利要求1所述的碳骨架材料的应用，其特征在于：
应用于制备相变储能复合材料；或者应用于制备树脂基复合材料；或者
应用于制备硅胶基复合材料；或者
应用于制备金属基复合材料。
CN202311695521.9A 2023-12-12 2023-12-12 一种碳骨架材料及其制备方法与应用 Active CN117383954B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311695521.9A CN117383954B (zh) 2023-12-12 2023-12-12 一种碳骨架材料及其制备方法与应用

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311695521.9A CN117383954B (zh) 2023-12-12 2023-12-12 一种碳骨架材料及其制备方法与应用

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN117383954A CN117383954A (zh) 2024-01-12
CN117383954B true CN117383954B (zh) 2024-02-20

Family

ID=89441401

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311695521.9A Active CN117383954B (zh) 2023-12-12 2023-12-12 一种碳骨架材料及其制备方法与应用

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117383954B (zh)

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009057277A (ja) * 2008-10-08 2009-03-19 Polymatech Co Ltd 黒鉛化炭素粉末の製造方法及び熱伝導性成形体の製造方法
CN103626513A (zh) * 2013-12-04 2014-03-12 陕西盟创纳米新型材料股份有限公司 一种泡沫碳复合材料的制备方法及制备得到的复合材料
JP2017008429A (ja) * 2015-06-18 2017-01-12 帝人株式会社 極細炭素繊維の製造方法及び極細炭素繊維並びにこの極細炭素繊維を含む炭素系導電助剤
CN106565272A (zh) * 2016-11-04 2017-04-19 中南林业科技大学 一种碳化硅陶瓷泡末的制备方法
CN109553416A (zh) * 2018-12-15 2019-04-02 华南理工大学 一种泡沫碳的制备方法
WO2020045645A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 旭化成株式会社 炭素フォーム、複合体及び製造方法
CN114438783A (zh) * 2021-12-29 2022-05-06 湖南东映碳材料科技有限公司 一种高导热c/c复合材料的制备方法
CN115073197A (zh) * 2022-02-18 2022-09-20 武汉科技大学 高导热沥青基炭纤维增强多孔炭炭复合材料的制备方法
CN115073198A (zh) * 2022-02-18 2022-09-20 武汉科技大学 一种高导热石墨化多孔炭/炭复合材料及其制备方法
CN115448747A (zh) * 2022-08-30 2022-12-09 易高环保能源科技(张家港)有限公司 一种石墨纤维复合泡沫炭及其制备方法
CN115613212A (zh) * 2022-10-13 2023-01-17 湖南大学 一种碳纤维毡的制备方法
US11618719B1 (en) * 2020-12-22 2023-04-04 United States Of America As Represented By The Secretary Of Agriculture Carbon fiber reinforced carbon foams

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009057277A (ja) * 2008-10-08 2009-03-19 Polymatech Co Ltd 黒鉛化炭素粉末の製造方法及び熱伝導性成形体の製造方法
CN103626513A (zh) * 2013-12-04 2014-03-12 陕西盟创纳米新型材料股份有限公司 一种泡沫碳复合材料的制备方法及制备得到的复合材料
JP2017008429A (ja) * 2015-06-18 2017-01-12 帝人株式会社 極細炭素繊維の製造方法及び極細炭素繊維並びにこの極細炭素繊維を含む炭素系導電助剤
CN106565272A (zh) * 2016-11-04 2017-04-19 中南林业科技大学 一种碳化硅陶瓷泡末的制备方法
WO2020045645A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 旭化成株式会社 炭素フォーム、複合体及び製造方法
CN109553416A (zh) * 2018-12-15 2019-04-02 华南理工大学 一种泡沫碳的制备方法
US11618719B1 (en) * 2020-12-22 2023-04-04 United States Of America As Represented By The Secretary Of Agriculture Carbon fiber reinforced carbon foams
CN114438783A (zh) * 2021-12-29 2022-05-06 湖南东映碳材料科技有限公司 一种高导热c/c复合材料的制备方法
CN115073197A (zh) * 2022-02-18 2022-09-20 武汉科技大学 高导热沥青基炭纤维增强多孔炭炭复合材料的制备方法
CN115073198A (zh) * 2022-02-18 2022-09-20 武汉科技大学 一种高导热石墨化多孔炭/炭复合材料及其制备方法
CN115448747A (zh) * 2022-08-30 2022-12-09 易高环保能源科技(张家港)有限公司 一种石墨纤维复合泡沫炭及其制备方法
CN115613212A (zh) * 2022-10-13 2023-01-17 湖南大学 一种碳纤维毡的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN117383954A (zh) 2024-01-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1017649B1 (en) Pitch-based carbon foam and composites
Wang et al. Preparation of mesophase-pitch-based carbon foams at low pressures
JP4999128B2 (ja) 多孔質体の製造方法
US6077464A (en) Process of making carbon-carbon composite material made from densified carbon foam
EP0629593B1 (en) High modulus carbon and graphite articles and method for their preparation
US7252884B2 (en) Carbon nanotube reinforced porous carbon having three-dimensionally ordered porosity and method of fabricating same
WO2000039043A9 (en) Microcellular carbon foams and microcellular c/c composites fabricated therefrom
JP2009517321A (ja) 炭素材料
Li et al. Influence of fiber content on the structure and properties of short carbon fiber reinforced carbon foam
CN117383954B (zh) 一种碳骨架材料及其制备方法与应用
JP5335174B2 (ja) 多孔質体、その製造方法、及び多孔質体を利用した複合材料
CN101560097A (zh) AlN/C复合泡沫材料及其制备方法
CN115613212A (zh) 一种碳纤维毡的制备方法
Thomas Syntactic carbon foams
Kim et al. The effects of carbon coating onto graphite filler on the structure and properties of carbon foams
Anderson et al. Microcellular graphitic carbon foams for next generation structures and thermal management
JPH06212517A (ja) 黒鉛繊維およびその製造方法
JP3648865B2 (ja) 炭素繊維の製造方法
Mohammad et al. The effect of modification of matrix on densification efficiency of pitch based carbon composites
JP3861899B2 (ja) 炭素繊維
CN115521765A (zh) 一种相变储能材料的制备方法
CN114874584A (zh) 一种碳纤维毡@碳纳米管/环氧树脂复合材料及其制备方法
JP3607722B6 (ja) 高モジュラス炭素及び黒鉛製品
Dutta et al. Processing, structure, and morphology of graphitic carbon foams produced from anisotropic pitch
CN117774455A (zh) 一种轻质散热复合材料

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