第 21 卷第 11 期苏哲安, 等 :SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响 2839 复合材料高温抗氧化耐烧蚀性能的有效方法之一本文作者采用化学气相反应法在 C/C 复合材料表面制备 SiC 抗氧化涂层, 对制备的 SiC 涂层进行了微观结构分析, 并研究涂层的高温氧乙

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1 第 21 卷第 11 期中国有色金属学报 2011 年 11 月 Vol.21 No.11 The Chinese Journal of Nonferrous Metals Nov 文章编号 : (2011) SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响苏哲安, 杨鑫, 黄启忠, 黄伯云, 李建立, 张明瑜, 谢志勇 ( 中南大学粉末冶金国家重点实验室, 长沙 ) 摘要 : 采用化学气相反应法在 C/C 复合材料表面制备抗氧化 SiC 涂层, 借助 X 射线衍射仪扫描电镜及能谱等分析手段, 研究涂层的结构 ; 通过氧乙炔焰烧蚀试验考察 SiC 涂层对 C/C 复合材料高温耐烧蚀性能影响结果表明 :SiC 涂层可明显提高 C/C 复合材料的高温短时耐烧蚀性能, 经过 20 s 的高温氧乙炔焰烧蚀后,C/C 复合材料试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为 13 μm/s 和 6.6 mg/s,sic 涂层试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为 22 μm/s 和 0.5 mg/s; 在烧蚀中心区, 涂层试样的烧蚀以升华分解为主, 同时还伴有氧化烧蚀和微区机械剥蚀 ; 在烧蚀过渡区, 涂层的烧蚀机制以热氧化和燃气冲刷为主 ; 而在烧蚀边缘区, 涂层的烧蚀则主要表现为弱氧化烧蚀关键词 :C/C 复合材料 ; 抗氧化涂层 ;SiC; 氧乙炔焰烧蚀中图分类号 :TB332 文献标志码 :A Effect of SiC coating on ablation resistance of C/C composites under oxyacetylene torch flame SU Zhe an, YANG Xin, HUANG Qi zhong, HUANG Bai Yun, LI Jian li, ZHANG Ming yu, XIE Zhi yong (State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha , China) Abstract: The anti oxidation SiC coatings were prepared on C/C composites by the chemical vapor reaction (CVR) method. The structure of the coatings was studied by XRD, SEM and EDS analysis, and the effect of SiC coatings on ablation resistance of C/C composites was investigated by oxyacetylene torch flame test. The results show that the prepared SiC coatings can effectively improve the ablation resistance of C/C composites in short time ablation. After 20s ablation by oxyacetylene flame, the linear ablation rate and mass ablation rate of C/C composites are 13 μm/s and 6.6 mg/s, respectively while those of SiC coated C/C composites are 22 μm/s and 0.5 mg/s, respectively. In the ablation center, the ablation mechanism of the coated sample is sublimation and decomposition, combined with thermo oxidation and mechanical denudation. In the transitional field, the ablation mechanism of the coating is controlled by thermo oxidation and scouring. And in the ablation rim, the coating exhibits slight oxidation behavior. Key words: C/C composites; anti oxidation coating; SiC; oxyacetylene torch flame ablation C/C 复合材料具有良好的导电导热性抗腐蚀性和热稳定性以及一系列优异的高温性能它是目前最具竞争力的高温结构材料, 具有广阔的应用领域 C/C 复合材料优异的耐热性和耐烧蚀性, 使其能在极其苛刻的高温条件下工作, 如可以承受高于的高温耐热冲刷, 目前它已被成功用于火箭发动机喷管喉衬燃烧室等构件, 并显示出极大的优越性 [1 4] C/C 复合材料虽然具有良好的高温耐烧蚀性能, 然而极端环境中的应用需求 ( 如高冲质比的固体火箭发动机喉衬材料导弹鼻锥新一代飞行器前缘部位材料等 [5 7] ), 对 C/C 复合材料的抗氧化耐烧蚀能力提出了更高的要求 [8 9] 因此, 为满足新一代高性能航空航天器的发展需要, 必须进一步提高 C/C 复合材料的高温抗氧化和耐烧蚀性能抗氧化涂层技术是提高 C/C 基金项目 : 国家重点基础研究发展计划资助项目 (2011CB605801); 国家自然科学基金资助项目 ( ) 收稿日期 : ; 修订日期 : 通信作者 : 杨鑫, 博士 ; 电话 : ;E mail: popxin@yahoo.cn

2 第 21 卷第 11 期苏哲安, 等 :SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响 2839 复合材料高温抗氧化耐烧蚀性能的有效方法之一本文作者采用化学气相反应法在 C/C 复合材料表面制备 SiC 抗氧化涂层, 对制备的 SiC 涂层进行了微观结构分析, 并研究涂层的高温氧乙炔焰烧蚀性能 1 实验 1.1 材料的制备 C/C 复合材料的预制体为宜兴天鸟高新技术有限公司生产的针刺叠层炭毡, 该预制体由单层 0 无纬布网胎 90 无纬布网胎依次循环叠加, 采用带倒钩刺的针对无纬布和网胎进行针刺, 针的回位使挂住的纤维以垂直于无纬布方向留在坯体内, 使网胎和无纬布结合成整体, 从而形成准三维的预制体结构 C/C 复合材料的增密工艺主要采用化学气相沉积和树脂浸渍炭化工艺化学气相沉积增密工艺以丙烯为碳源气体, 氮气为载气, 沉积温度为 850~1 050 C/C 复合材料的后期采用树脂加压浸渍炭化增密工艺, 树脂浸渍以呋喃树脂为原料, 浸渍温度为 180, 压力为 1.6 MPa; 炭化温度为 1 000, 保温 2 h 经多次浸渍炭化增密后, 最终制得的 C/C 复合材料密度为 1.83 g/cm 3 将 C/C 复合材料加工成氧乙炔焰烧蚀试样尺寸, 表面用 600 号砂纸打磨, 以利于涂层的生成和增加结合强度超声波清洗 15 min 后, 放入干燥箱烘干待用将 Si 块和 SiO 2 粗粉置于真空感应石墨化炉中高温保温以生成 Si SiO 2 及 SiO 混合蒸气, 并将其引入反应室与 C/C 复合材料试样反应以生成 SiC 涂层具体制备工艺见文献 [10] 1.2 氧乙炔烧蚀性能测试材料的烧蚀性能测试在西安航天复合材料研究所完成氧乙炔焰烧蚀试验方法依据国家军用标准 GJB323A 96 进行, 其测试的基本原理是 : 以氧乙炔焰流为热源 ( 火焰温度最高达左右 ), 将该焰流以 90º 角冲刷圆形试样表面, 对材料进行烧蚀烧蚀前先点燃氧乙炔焰, 并调整好烧蚀工艺参数, 待氧乙炔焰稳定后, 将烧蚀试样放入试样台固定夹紧设置好烧蚀时间后, 按下开始按钮, 火焰喷嘴便移动到试样表面中心位置对试样进行烧蚀, 烧蚀时间由系统秒表自动控制, 到达设定的烧蚀时间后, 火焰喷嘴便自动弹离试样表面试验结束后, 测量烧蚀前后试样厚度和质量的变化, 并计算出试样的线烧蚀率和质量烧蚀率测试试样的尺寸为 d 30 mm 10 mm 氧乙炔焰烧蚀试验方法严格按照军用测试标准执行, 其烧蚀试验的详细工艺参数见表 1 所列表 1 氧乙炔焰烧蚀测试工艺参数 Table 1 Ablation prarameters of oxyacetylene flame test Ablation prarameter Numerical value O 2 gas pressure/mpa 0.40 C 2 H 2 gas pressure/mpa O 2 gas flow rate/(l s 1 ) 0.42 C 2 H 2 gas flow rate/(l s 1 ) 0.31 Diameter of nozzle/mm 2 Distance from sample surface to nozzle/mm 10±0.2 Ablation angle/( ) 90 Heat flux/(kw m 2 ) Surface temperature/ 采用 X 射线衍射仪分析涂层表面的相组成, 利用扫描电镜 (SEM) 观察涂层的形貌及结构, 同时采用扫描电镜配套能谱分析仪 (EDS) 进行微区成分分析 2 结果与分析 2.1 SiC 涂层对 C/C 复合材料烧蚀性能影响图 1 所示为采用化学气相反应法制备的 C/C 复合材料表面 SiC 涂层的表面及截面 SEM 像由图 1(a) 可知, 制备的涂层表面主要由颗粒较大的 SiC 晶粒相互紧密堆积组成, 这些形状规则的 SiC 晶粒相互连成整体并形成了连续的 SiC 涂层, 涂层表面虽然出现少量微裂纹但未发现明显的孔洞缺陷, 说明涂层表面具有较高的致密度另外, 从图中还可以看出, 采用化学气相反应法制备的 SiC 涂层表面 SiC 晶粒比较粗大, 平均尺寸达到了 100 μm 以上, 少数 SiC 晶粒甚至达到了 400 μm 相关研究表明, 高取向度的 SiC 大晶粒更有利于 SiC 涂层高温抗烧蚀性能的提高 [11] 图 1(b) 所示为制备的 SiC 涂层的截面形貌图由图 1(b) 可知, 制备的涂层整体分布比较连续均匀, 具有较大的厚度 (>400 μm) 表 2 所列为 C/C 复合材料及 SiC 涂层试样的烧蚀性能测试结果与 C/C 复合材料相比, 涂层试样的密度明显提高, 经过 20s 的氧乙炔焰烧蚀后, 涂层试样的线烧蚀率稍有增大, 但质量烧蚀率显著降低, 与无涂层的 C/C 复合材料试样相比, 涂层试样的质量烧蚀率降低了一个数量级, 说明制备的 SiC 涂层具有较好

3 中国有色金属学报 2840 图2 Fig 年 11 月 C/C 复合材料试样烧蚀后的宏观形貌 Macro ablation morphology of C/C composites after oxyacetylene test 图 3 所示为 C/C 复合材料试样烧蚀中心区不同部位微观形貌图 3(a)对应为无纬布区纤维束烧蚀形貌图从图 3(a)可以明显看出在烧蚀中心部位无纬布中的纤维束被整齐地烧断烧断的纤维端部呈现针尖状的结构形貌(见图 3(b)) 由于烧蚀过程中氧乙炔化学气相反应法制备 SiC 涂层表面及截面形貌焰火焰温度未达到碳的升华温度(碳的升华温度大于 Fig.1 SEM images of surface (a) and cross section (b) of SiC ) 因此烧蚀过程中 C/C 复合材料的烧蚀表 coating prepared with CVR 现为高温气流氧化引起的热化学烧蚀高速气流冲刷图1 引起的材料剥蚀以及热应力破坏图 3(c)所示为烧蚀 C/C 复合材料试样及 SiC 涂层试样的烧蚀性能中心网胎区的烧蚀形貌与无纬布区相比网胎区结 Table 2 Ablation properties of C/C composites and C/C 构显的较疏松纤维之间形成了较大的烧蚀坑这是 composites with SiC coating 因为网胎区短纤维排列较乱孔隙大基体炭填充表2 Material Ablation Density/ Linear ablation time/s (g cm 3) rate/(μm s 1) Mass ablation rate/(mg s 1) 较多但纤维与基体的结合力相对较弱因此该处力学性能薄弱在气流剪切力和涡旋力的作用下容易发生剥蚀现象图 3(d)所示为纤维表面热解炭的氧化 C/C 形貌与炭纤维烧蚀后形成的光滑形貌不同的是热 SiC coating 解炭烧蚀后表面比较粗糙存在大量的蜂窝状孔洞及层状缝隙说明热解炭的烧蚀主要起始于热解炭层及的短时抗烧蚀性能本实验制得的 SiC 涂层 C/C 复合层间存在的杂质缺陷界面等活性位图 3(e)所示材料氧乙炔焰烧蚀性能明显优于采用 CVD 工艺制备为垂直火焰方向纤维截面的烧蚀形貌由图 3(e)可知 [12] 的 SiC 涂层 C/ZrB2 SiC [12] 合涂层 C/ZrB2 SiC 复合材料 SiC ZrC SiC 复纤维与基体的界面结合处往往优先发生烧蚀且在烧复合材料及采用化学气相渗透法蚀过程中热解炭在纤维周围形成了环形的包鞘结 [13] 制备的三维针刺 C/SiC 复合材料烧蚀性能构对纤维起到了一定的保护作用另外从图 3(e) 和 3(f)中还可以看出烧蚀过程中截面处纤维头部形 2.2 C/C 复合材料烧蚀后的结构与形貌成了针尖及钝头状两种形貌图 2 所示为 C/C 复合材料试样烧蚀后的宏观形貌由图 2 可以看出烧蚀后试样表面较粗糙烧蚀中心区形成了明显的烧蚀凹坑且凹坑周围存在烧蚀平台 2.3 SiC 涂层 C/C 复合材料烧蚀后的结构与形貌图 4 所示为 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀前后的表面宏观形貌由图 4(a)可以看出涂层处理后

4 第 21 卷第 11 期苏哲安等 SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响 2841 图 3 C/C 复合材料烧蚀中心区不同部位微观形貌 Fig.3 Surface morphologies of different positions of ablation center for C/C composites: (a) Nonwoven cloth (b) Needle shape carbon fiber heads (c) Short cut web (d) Pyrolytic carbon on carbon fibers (d) Cross section of ablated carbon fibers (e) Blunt carbon fiber heads 图 4 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀前后表面宏观形貌 Fig.4 Macro photographs of SiC coated C/C composites before and after oxyacetylene test: (a) Before ablation (b) After ablation

5 2842 中国有色金属学报 2011 年 11 月试样表面生成了一层连续的 SiC 晶粒覆盖层图 4(b) 所示为烧蚀后涂层试样的表面宏观形貌从图 4(b) 可以看出, 与 C/C 复合材料试样一样, 烧蚀后, 涂层试样中心区也形成了明显的凹坑, 但凹坑的直径明显减小而在凹坑周围, 试样表面的涂层仍然完好, 烧蚀过程中未发生明显的脱落剥离痕迹, 说明采用化学气相反应法制备的 SiC 涂层具有良好的结合性能及高温抗热震性能按烧蚀后试样表面结构形貌特点, 涂层表面可分为 3 个区域, 即烧蚀中心区 ( 凹坑处 ) 烧蚀边缘区及烧蚀中心与边缘之间的过渡区图 5 所示为 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀前后的 XRD 谱由烧蚀前的谱线 a 可知, 谱线中只出现了 SiC 的衍射峰, 未发现其他物质的衍射峰, 说明制备的涂层主要由 SiC 相组成与烧蚀前的谱线相比, 烧蚀后的谱线 b 中出现了微弱的 SiO 2 衍射峰, 试样表面 SiO 2 的生成主要与烧蚀过程中 SiC 涂层的氧化有关而在高速气流的冲刷作用下, 涂层表面生成的 SiO 2 熔体很快被冲刷掉,SiC 涂层直接暴露在氧化性的燃气流中, 这就加速了 SiC 涂层的氧化损耗由于以上因素的共同作用, 在以升华分解为主的高温下,SiC 的线烧蚀速率远大于炭基体, 因此, 在烧蚀中心区, SiC 涂层的烧蚀以升华分解为主, 同时还伴有氧化烧蚀和微区机械剥蚀图 5 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀前后的 XRD 谱 Fig.5 XRD patterns of SiC coated C/C composites before and after ablation: (a) Before ablation; (b) After ablation 图 6 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀中心区 SEM 像 Fig.6 SEM images of ablation center for SiC coated C/C composites: (a) Cross section of ablation carbon fibers; (b) Ablation carbon fibers and pyrolytic carbon 图 6 所示为 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀中心区的 SEM 像在烧蚀中心 ( 对应图 4(b) 中的中心凹坑处 ), 可以发现大量的炭纤维和热解炭裸露在材料表面, 试样表面原有的 SiC 涂层已被完全烧蚀冲刷掉, 这是由于烧蚀中心对应于火焰中心, 材料表面温度最高 ( 火焰温度 >3 000 ), 而 SiC 的熔点为 2 380, 升华温度为 2 700, 因此, 在烧蚀中心,SiC 涂层处于完全升华分解状态 [14] ; 同时, 在烧蚀中心, 材料表面的压力最大, 受到的燃气冲刷也最为严重另外, 在高温高速的燃气流作用下,SiC 涂层还会与气流中的氧化性气体发生反应 ( 氧气与乙炔的流量比为, 2 火焰为氧化焰 ) 生成大量的 SiO 气体或 SiO, 与此同时, 涂层试样的中心烧蚀区还存在大量的颗粒状附着物, 这些附着物应该是烧蚀过程中,SiC 涂层烧蚀后所形成的残留物图 7 所示为 SiC 涂层试样烧蚀中心区形成的颗粒状附着物形貌及能谱分析结果从图 7(a) 中可以看出, 这些颗粒状附着物呈规则的圆球状粘附在材料表面, 且直径分布范围较广, 绝大部分球体的直径在几个微米左右由图 7(b) 能谱分析结果可知, 白色球体主要含有 Si O 两种元素, 说明在烧蚀过程中,SiC 发生了一定程度的氧化烧蚀, 白色圆球状附着物应该为 SiC 氧化后形成的 SiO 2 烧蚀过程中,SiO 2 球状颗粒的形成过程大致为 : 在较高的烧蚀温度下, 部分 SiC 涂层氧化生成的熔融态 SiO 2

6 第 21 卷第 11 期苏哲安, 等 :SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响 2843 在气流冲刷作用下脱离涂层并粘附在试样表面, 由于液态 SiO 2 与炭纤维及基体的润湿性较差, 因此在烧蚀后的冷却降温过程中, 液态 SiO 2 在表面张力及热应力的作用下便收缩为球状颗粒 [15] 图 8 所示为 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀中心区不同部位粘附的 SiO 2 球形貌由图 8 可知,SiO 2 球除了大量粘附于热解炭表面外 ( 见图 7(a)), 还粘附在纤维表面 ( 见图 8(a)), 并填充在裂纹及烧蚀形成的孔洞处 ( 见图 8(b)) 由于 SiO 2 的熔化及蒸发能吸收大量的热量, 因此, 粘附填充在基体和孔洞处的 SiO 2 球在烧蚀过程中对纤维及基体能起到一定的热烧蚀阻挡保护作用 [16] 图 9 所示为 SiC 涂层试样烧蚀过渡区的 SEM 像图 9(a) 所示为烧蚀中心区附近 SiC 涂层的高温烧蚀 SEM 像由图 9(a) 可见, 在靠近烧蚀中心的过渡区内, SiC 涂层表面存在大量烧蚀形成的孔洞图 9(b) 所示为远离烧蚀中心的过渡区涂层烧蚀 SEM 像从图 9(b) 可以看出, 在远离烧蚀中心的过渡区域内, 涂层表面的 SiC 晶粒发生了明显的氧化现象, 且在燃气流的冲刷作用下,SiC 晶粒之间填充了大量的 SiO 2 玻璃与烧蚀中心区相比, 由于到达烧蚀过渡区的火焰温度和压强都有所降低, 因此涂层的烧蚀程度相对减轻在此区域内, 涂层的烧蚀机制也由烧蚀中心区的升华分解烧蚀转变为以热氧化和燃气冲刷为主图 10 所示为 SiC 涂层试样烧蚀边缘区涂层的表面形貌及能谱分析结果从图 10(a) 可以看出, 在远离烧蚀中心的烧蚀边缘部位, 由于火焰温度进一步降低, 此区域内几乎未发生烧蚀现象, 而且冲刷痕迹也不明显, 虽然涂层表面形状规则的 SiC 晶粒尖锐的棱角部位发生了一定程度的钝化现象, 但烧蚀后涂层整体形貌变化不大能谱分析结果显示 ( 见图 10(b)), 烧蚀后涂层表面的 SiC 晶粒含有微量的 O 元素, 说明烧蚀过程中, 烧蚀边缘区的涂层只发生了轻微的氧化现象, 因此, 在烧蚀边缘区域, 涂层主要表现为弱氧化烧蚀图 7 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀中心区形成的 SiO 2 球形貌及能谱分析结果 Fig.7 SEM image (a) and EDS analyses (b) of SiO 2 spheres formed at ablation center for SiC coated C/C composites 图 8 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀中心区不同部位粘附的 SiO 2 球 SEM 像 Fig.8 SEM images of SiO 2 spheres adhered on different regions at ablation center for SiC coated C/C composites: (a) SiO 2 spheres adhered on ablated carbon fibers; (b) Ablation holes filled with SiO 2 spheres

7 2844 中国有色金属学报 2011 年 11 月图 9 C/C 复合材料 SiC 涂层试样烧蚀过渡区 SEM 像 Fig.9 SEM images of ablation transitional field for SiC coated C/C composites: (a) Transitional field near ablation center; (b) Transitional field far away from ablation center 图 10 SiC 涂层试样烧蚀边缘区涂层的表面形貌及能谱分析结果 Fig.10 SEM image (a) and EDS analysis (b) of ablation rim for SiC coated C/C composites 3 结论 1) 采用化学气相反应法在 C/C 复合材料表面制得了 SiC 涂层, 涂层后 C/C 复合材料的高温短时耐烧蚀性能得到明显提高经过 20 s 的高温氧乙炔焰烧蚀后,C/C 复合材料试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为 13 μm/s 和 6.6 mg/s,sic 涂层试样的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为 22 μm/s 和 0.5 mg/s 2) 受氧乙炔焰温度场及气体流场分布影响, 烧蚀后, 涂层试样表面按结构形貌特点可分为 3 个区域, 即烧蚀中心区烧蚀过渡区及烧蚀边缘区对于烧蚀中心区, 由于此区域的火焰温度最高 (>3 000 ), 因此, 烧蚀过程中, 涂层试样的烧蚀以升华分解烧蚀为主, 同时还伴有氧化烧蚀和微区机械剥蚀 ; 在烧蚀过渡区, 随着火焰温度和压强的降低, 涂层的烧蚀机制也由烧蚀中心区的升华分解烧蚀转变为以热氧化和燃气冲刷为主 ; 在烧蚀边缘区, 涂层的烧蚀则主要表现为弱氧化烧蚀 REFERENCES [1] VIGNOLES G L, LACHAUD J, ASPA Y, GOYHÉNÈCHE J M. Ablation of carbon based materials: Multiscale roughness modeling[j]. Composites Science and Technology, 2009, 69(9): [2] SMEACETTO F, SALVO M, FERRARIS M. Oxidation protective multilayer coatings for carbon carbon composites[j]. Carbon, 2002, 40(4): [3] 杨鑫, 邹艳红, 黄启忠, 苏哲安, 王秀飞, 张明瑜. C/C 复合

8 第 21 卷第 11 期苏哲安, 等 :SiC 涂层对 C/C 复合材料高温氧乙炔焰烧蚀性能影响 2845 材料 MoSi 2 Mo 5Si 3/SiC 涂层的制备及组织结构 [J]. 无机材料学报, 2008, 23(4): YANG Xin, ZOU Yan hong, HUANG Qi zhong, SU Zhe an, WANG Xiu fei, ZHANG Ming yu. Preparation and structure of MoSi 2 Mo 5Si 3/SiC multi coating for carbon/carbon composites [J]. Journal of Inorganic Materials, 2008, 23(4): [4] YANG X, ZOU Y H, HUANG Q Z, SU Z A, ZHANG M Y, CHANG X, XIE Z Y. Influence of preparation technology on the structure and phase composition of MoSi 2 Mo 5Si 3/SiC multi coating for carbon/carbon composites[j]. J Mater Sci Technol, 2010, 26(2): [5] YANG X, HUANG Q Z, ZOU Y H, CHANG X, SU Z A, ZHANG M Y, XIE Z Y. Anti oxidation behavior of chemical vapor reaction SiC coatings on different carbon materials at high temperatures[j]. Trans Nonferrous Met Soc China, 2009, 19(5): [6] OPEKA M M, TALMY I G, ZAYKOSKI J A. Oxidation based materials selection for hypersonic aerosurfaces: Theoretical considerations and historical experience[j]. Journal of Materials Science, 2004, 39(19): [7] TONG Q F, SHI J L, SONG Y Z, GUO Q G, LIU L. Resistance to ablation of pitch derived ZrC/C composites[j]. Carbon, 2004, 42(12/13): [8] TANG S F, DENG J Y, WANG S J, LIU W C. Comparison of thermal and ablation behaviors of C/SiC composites and C/ZrB 2 SiC composites[j]. Corrosion Science, 2009, 51(1): [9] YIN J, ZHANG H B, XIONG X, HUANG B Y, ZOU J L. Ablation properties of carbon/carbon composites with tungsten carbide[j]. Applied Surface Science, 2009, 255(9): [10] 刘兴昉, 黄启忠, 苏哲安, 蒋建献. 化学气相反应法制备 SiC 涂层 [J]. 硅酸盐学报, 2004, 32(7): LIU Xing fang, HUANG Qi zhong, SU Zhe an, JIANG Jian xian. Preparation of SiC coating by chemical vapor reaction[j]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2004, 32(7): [11] LEE Y J, JOO H J. Ablation characteristics of carbon fiber reinforced carbon (CFRC) composites in the presence of silicon carbide (SiC) coating[j]. Surface & Coatings Technology, 2004, 180/181(3): [12] LI H B, ZHANG L T, CHENG L F, WANG Y G. Ablation resistance of different coating structures for C/ZrB 2 SiC composites under oxyacetylene torch flame[j]. Int J Appl Ceram Technol, 2009, 6(2): [13] 聂景江, 徐永东, 张立同, 成来飞, 马军强. 化学气相渗透法制备三维针刺 C/SiC 复合材料的烧蚀性能 [J]. 硅酸盐学报, 2006, 34(10): NIE Jing jiang, XU Yong dong, ZHANG Li tong, CHENG Lai fei, MA Jun qiang. Ablation properties of three dimensional needled C/SiC composites by the chemical vapor infiltration[j]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2006, 34(10): [14] NIE J J, XU Y D, ZHANG L T, FAN S W, XU F, CHENG L F, MA J Q, YIN X W. Microstructure, thermophysical and ablative performances of a 3D needled C/C SiC composite[j]. Int J Appl Ceram Technol, 2010, 7(2): [15] 潘育松, 徐永东, 陈照峰, 成来飞, 张立同, 熊党生. 2D C/SiC 复合材料烧蚀性能分析 [J]. 兵器材料科学与工程, 2006, 29(1): PAN Yu song, XU Yong dong, CHEN Zhao feng, CHENG Lai fei, ZHANG Li tong, XIONG Dang sheng. Ablation properties analysis of 2D C/SiC composites[j]. Ordnance Material Science and Engineering, 2006, 29(1): [16] JIANG Y G, ZHANG C R, CAO F, WANG S Q, CAO Y B. Ablation property and mechanism of nitride based ceramic composites reinforced by braided silica fibers[j]. Advanced Engineering Materials, 2007, 9(10): ( 编辑何学锋 )

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untitled 20 1 2010 10 Vol.20 Special 1 The Chinese Journal of Nonferrous Metals Oct. 2010 1004-0609(2010)S1-s0127-05 Ti-6Al-4V 1 2 2 (1. 710016 2., 710049) 500~1 000 20 Ti-6Al-4V(TC4) TC4 800 TC4 800 TC4 TC4 800