碳碳编织复合材料介绍_-_复制课件.ppt

C/C复合材料 碳碳复合材料可以通过渗透一种碳先驱体到碳纤维预制体中，然后再升温到大约1000℃碳化，或者1000℃通过CVD方法，然后经过多次浸渍、碳化或CVD，最后加热到2000℃以上石墨化。 碳纤维 碳纤维微观结构是由几乎平行于纤维轴向排列的类石墨微晶构成，这样的结构使纤维表现各向异性特征。 平行于纤维纵向的弹性模量、强度和热/电传导性能较大，而横向相应的性能要比纵向小一个数量级。 纤维横向的热膨胀系数要比纤维纵向的热膨胀系数大很多。 碳纤维 碳纤维的模量范围从206GPa到689GPa，强度范围从1.7GPa到4.1GPa 高模纤维比低模纤维拥有高的热传导率，高的密度和碳产率和低的热膨胀系数。 如果把低模纤维加热到石墨化温度2500K，首先模量增加，轴向排列整齐度和微晶尺度也增大。并且晶面间的距离减小，纤维收缩。 碳纤维 连续碳纤维的制作过程是抽丝、氧化定型、碳化和石墨化。 1960s早期，采用人造纤维作为碳纤维的先驱体 利用PAN（聚丙烯腈）作为碳纤维的先驱体 利用沥青作为碳纤维的先驱体 复合材料抗氧化处理 如果发生氧化，CC复合材料的性能迅速下降。当温度高于500℃，碳纤维和氧气接触，碳纤维氧化的速度非常迅速。 当有2%-5%重量的碳纤维发生氧化，碳纤维的力学性能会降低40%-50%。 抗氧化处理 通过净化去除催化氧化剂，钝化反应基 加入一些元素或化合物阻止氧气与纤维接触 开发外部涂层技术。 碳基体 一般有三种碳基体先驱体 热塑型沥青 热固型树脂 CVI方法 选择哪种方法的原则：很到程度上依赖于生成复合材料部件的几何形状。 厚度薄的部件主要采用CVI方法； 厚度厚的部件使用树脂或沥青渗透； 复杂形状的几何部件使用树脂渗透。 一般利用混合方法对碳纤维增强复合材料进行致密化处理。 界面 界面的性能取决于 纤维的类型 纤维表面活性 基体的类型（树脂前驱，CVI的微观结构和沥青前驱） 基体活性 纤维体积含量 加工条件 致密化程度 纤维方向和层压板厚度。 好的界面使复合材料在纵向拉伸时破坏应变等于基体的破坏应变，很好的纤维与基体的结合降低了材料在纤维方向的性能并且使材料变脆 。 如果纤维和基体发生脱粘，复合材料会表现伪塑性（pseudo-plasticity）。 C/C复合材料力学性能对比 通过致密化到四个周期材料的所有性能都有所改善，但是横向强度变低，没有造成层间剪切强度的降低。 组分材料的力学性能 纤维束壳的影响 碳基体 基体的有效性能直接与处理历程和浸渍方法相关。 基体的微裂纹与复合材料最后处理的温度有关。微裂纹影响复合材料内部基体的性能（剪切性能和热膨胀）。 通过热膨胀和45度拉伸试验确定与温度相关的基体材料性能。 碳基体 纤维预制件 纱线 机织结构 编织结构 编织和机织复合材料性能 压缩试验前期试做 压缩试件尺寸的影响 高温压缩性能 Ken Goto, Hiroshi Hatta, Masato Oe, Takashi Koizumi. Tensile Strength and Deformation of a Two-Dimensional Carbon–Carbon Composite at Elevated Temperatures. J. Am. Ceram. Soc., 86 [12] 2129–35 (2003) 拉伸试验结果 高温拉伸蠕变性能 CC复合材料的拉伸强度随着温度的升高而增大的主要机制： 排出气体（吸收的水）的影响 基体强度与温度的依赖性 纤维基体界面 蠕变变形的影响 热应力的影响 纤维强度的影响 基体强度与温度的依赖性 纤维基体界面 界面粘接强度降低能够增强C/C复合材料的拉伸强度 Hiroshi Hatta , Ken Goto, Shinya Ikegaki, Itaru Kawahara, Mohamed S. Aly-Hassan, Hiroyuki Hamada. Tensile strength and fiber/matrix interfacial properties of 2D- and 3D-carbon/carbon composites. Journal of the European Ceramic Society 25 (2005) 535–542 界面强度测试 致密化次数的影响 致密化次数的影响 致密化次数的影响 利用有限元方法预报材料的有效性能 计算材料有效性能的方法有很多：刚度平均化方法，细观力学方法，有限元方法等。 组分材料的性能 —— 材料性能 有限元方法 模拟实验法 含有缺陷 细观结构没有周期性 特征体元法 具有周期的细观几何结构 细观结构复杂 宏观应力应变的求解方法 类实验求解法 宏观应力 = 节点反力 / 名义横截面积 体积平