向酚醛树脂中添加纳米SiC颗粒作为惰性填料, 由于SiC颗粒在裂解过程中体积不发生改变且占据了复合材料纤维预制体中的部分孔隙, 减小了裂解过程中预成型体内部体积收缩, 因而能够减少预成型体内孔隙的含量, 可实现对纤维束间孔隙的高效填充, 获得比较均匀的预成型体微观结构, 如图1(a)所示。从图1(a)可以看出, 添加纳米SiC颗粒的复合材料预成型体基体中, 基体结构比较疏松, 这主要是由于纳米SiC颗粒和酚醛树脂裂解碳基体之间存在热膨胀系数差异, 使复合材料预成型体基体中产生热应力, 产生微裂纹。由于纳米粉体具有尺寸小, 比表面积大, 增加了裂解碳基体和SiC粉体之间的界面, 导致微裂纹宽度变窄和微裂纹数量的增加。经液相渗Si反应后, 复合材料密度则达到2.05 g/cm³。主要是由于预成型体中引入大量的微裂纹, 为液相Si扩散提供扩散通道, 有利于复合材料的致密化, 因而复合材料致密度提高, 如图1(b)所示。

图1

Fig. 1

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	图1 C/C-SiC复合材料预成型体与复合材料微观结构Fig. 1 Microstructures of C/C-SiC performance (a) and composites (b)

从图2可以看出, 复合材料断裂强度达到250 MPa。断面存在大量的纤维拔出, 且纤维的拔出长度较长, 纤维表面存在多层界面拔出。由此可见, 在纤维表面制备多层界面层后, 当复合材料裂纹扩展至界面处, 裂纹垂直于纤维轴向扩展, 界面层外层破坏, 由于界面层各层间的结合状态较弱, 裂纹沿着平行于纤维轴向的方向扩展, 当应力进一步增加时, 纤维破坏。表明在纤维表面制备多层界面层时, 增加了裂纹的扩展路径, 提高了复合材料的断裂韧性, 增加断裂功。

图2

Fig. 2

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	图2 C/C-SiC复合材料力学性能曲线(a)与断面形貌(b)Fig. 2 Stress-displacement curve (a) and fracture surface morphology (b) of C/C-SiC composites

不同的试验条件对复合材料的摩擦磨损行为存在一定的影响, 在实验室条件下, 本试验考虑压力与转速对复合材料摩擦磨损性能的影响。首先压力负荷恒定在0.48 MPa时, 调节转速后复合材料的摩擦磨损性能如表1所示。不同转速条件下摩擦系数表现相当, 磨损率接近, 达到4.0×10^-5wt%左右。微观结构观察发现材料摩擦试验后表面均覆盖一定量的薄膜, 如图3所示。表明在0.48 MPa压力条件下, 复合材料表面微突点在剪切作用下脱落, 形成磨屑粒子, 这些具有自润滑性能的磨屑粒子(含碳相)在压力作用下形成润滑膜, 提高了摩擦副表面啮合程度, 降低了磨损及提高了摩擦平稳性, 因此在一定的范围内改变转速对复合材料的摩擦系数与磨损率影响较小。

表1

Table 1

表1(Table 1)

表1 0.48 MPa压力、不同转速条件下C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能 Table 1 Friction and wear properties of C/C-SiC composites at various speeds under 0.48 MPa Rotation speed/ (m·s-1) Friction coefficient, μ Wear rate/ wt% 0.075 0.152±0.006 3.55×10-5 0.150 0.163±0.020 3.55×10-5 0.300 0.149±0.021 4.26×10-5

表1 0.48 MPa压力、不同转速条件下C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能 Table 1 Friction and wear properties of C/C-SiC composites at various speeds under 0.48 MPa

图3

Fig. 3

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	图3 0.48 MPa压力下C/C-SiC复合材料摩擦试验前(a)后(b)表面形貌Fig. 3 Surface morphologies of C/C-SiC composites before (a) and after (b) friction test under 0.48 MPa

当转速恒定在0.3 m/s, 改变压力负荷后复合材料的摩擦磨损性能如表2所示。随着压力增加, 平均摩擦系数表现相当, 摩擦系数在0.13~0.15之间, 但磨损率存在较大差异, 压力为0.16 MPa时, 质量磨损率仅为0.71×10^-5wt%, 当压力增至0.48 MPa时, 质量磨损率高达4.26×10^-5wt%, 是0.16 MPa压力条件下的6倍, 表明在0.3 m/s转速条件下, 平均摩擦系数受压力影响小, 但磨损率受压力影响较大。随着摩擦材料压力负荷增加, 摩擦副表面接触面积存在一定量的增加, 表面微突体剪切加剧导致磨损率升高。摩擦后材料表面形貌无明显差异, 材料表面也局部覆盖一层润滑膜, 如图4所示。

表2

Table 2

表2(Table 2)

表2 0.3 m/s转速时不同压力条件下C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能 Table 2 Friction and wear properties of C/C-SiC composites under various pressures at 0.3 m/s rotation speed Pressure /MPa Friction coefficient, μ Wear rate /wt% 0.16 0.144±0.030 0.71×10-5 0.32 0.133±0.015 2.41×10-5 0.48 0.149±0.021 4.26×10-5

表2 0.3 m/s转速时不同压力条件下C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能 Table 2 Friction and wear properties of C/C-SiC composites under various pressures at 0.3 m/s rotation speed

图4

Fig. 4

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	图4 0.3 m/s转速下C/C-SiC复合材料摩擦试验后表面形貌Fig. 4 Surface morphology of C/C-SiC composites after friction test at 0.3 m/s

通过MM-1000试验机模拟工况测试条件, 设定转速为4032 r/min(线速度为14 m/s)、压力为0.8 MPa, C/C-SiC复合材料的平均摩擦系数达到0.50, 平均磨损率为5.95 mg/次, 摩擦曲线表现为具有典型刹车条件下的马鞍形曲线, 如图5所示。在初始的制动阶段, 摩擦系数保持较高的数值; 随着刹车过程的进行, 摩擦系数降低并出现波动; 在刹车过程后期, 摩擦系数又增加, 出现典型的“翘尾”现象。由于摩擦副表面微突体的存在使得摩擦系数在初始刹车过程出现高值即所谓的“冲峰”现象。随后由于在较高的载荷条件下, 剪切形成了大量磨屑, 磨屑在压力的作用下形成润滑膜起到了一定的减摩作用, 所以摩擦系数减小。在刹车的最后阶段, 刹车速率减小, 剪切磨屑数量减少, 摩擦系数又增大。刹车后期高的摩擦系数可以保证在较低的压力下提供足够的制动力矩以实现制动刹车, 缩短刹车距离。在材料表面可以观察到大量的划痕, 这是由于摩擦副表面微突体因剪切作用产生的硬质SiC颗粒在高速摩擦试验过程中, 由于犁沟效应而产生的, 如图6所示。

图5

Fig. 5

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	图5 C/C-SiC复合材料的高能刹车曲线Fig. 5 COF curves of C/C-SiC composites under high inertia

图6

Fig. 6

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	图6 C/C-SiC复合材料的高能刹车后表面形貌Fig. 6 Surface morphology of C/C-SiC composites after friction test under high inertia

不同试验条件对C/C-SiC复合材料的摩擦性能影响存在差别。复合材料摩擦副在实验室条件下, 接触面积小, 啮合程度低, 表面微突体不断发生剪切、脱落, 磨损产生的磨屑粒子(含碳相)在摩擦副表面形成一层自润滑膜, 降低了摩擦力, 提高摩擦系数的稳定性。材料磨损主要以磨粒磨损为主, 且受压力大小影响较大。

近工况条件下, 由于采用SiC粉体颗粒浆料制备的复合材料, 基体中第二相SiC与反应SiC之间存在微裂纹, 两相结合较弱, 在摩擦测试过程中易脱落在摩擦副表面形成磨屑粒子, SiC属于硬质相, 随着摩擦测试的进行, SiC磨屑粒子在复合材料表面纤维区域产生的犁沟效应, 生成划痕; 在近工况试验条件下, 试验前期材料磨损以磨粒磨损为主, 后期由于试验条件苛刻, 材料温度升高, 塑性增强, 磨损由磨粒磨损转变为粘着磨损^{[ 20]}, 大块裂解碳基体在摩擦试验过程中脱落, 形成孔洞, 如图6所示。