烧蚀性能（共9篇）
烧蚀性能 篇1
0概述
随着柴油机强化程度的不断提高, 升功率及单位体积功率不断增加, 导致柴油机缸内最高燃气温度达到1800~2600℃, 从而使和燃气直接接触的活塞热负荷迅速增加[1,2]。当活塞温度高于350℃时, 铝合金材料的机械强度降幅超过50%, 在过高的循环燃气压力冲刷下, 强度已下降很多的零件表面的金属原子 (或晶粒) 被直接撕裂带走, 冲击气体的反复撕剥在金属表面留下了方向明显的条痕和凹坑, 形成烧蚀。另外, 到目前为止, 活塞的最高温度已经超过400℃, 甚至超过铝合金活塞材料的熔点, 也会造成活塞烧蚀等失效破坏的发生, 严重影响柴油机的正常工作[3]。因此, 研究铝合金活塞的烧蚀具有重要的意义。
国内外对非金属材料的烧蚀进行了许多研究, 对烧蚀机理进行了深入分析, 并建立了相应的烧蚀模型, 但非金属材料的烧蚀与金属材料的烧蚀存在巨大差异。对金属材料烧蚀研究的公开报道较少, 并且主要集中在激光烧蚀金属方面[4,5,6,7,8,9,10,11]。目前, 对铝合金活塞烧蚀的研究主要集中在对烧蚀原因的简单分析及预防措施方面, 而活塞烧蚀的机理研究、数值模拟及试验研究方面则几乎为空白。活塞烧蚀现象涉及了缸内燃气速度、燃气温度、活塞温度、活塞材料特性、气流冲刷角度和加热时间等影响因素。由于在实际发动机台架上, 测量和控制缸内燃气的温度、速度等参数难度较大, 为研究烧蚀与以上各影响因素间的关系, 建立了能模拟活塞在柴油机气缸内环境的烧蚀试验平台, 利用铝合金试件进行烧蚀试验研究, 并在试验基础上建立了铝合金材料的烧蚀计算模型。同时, 利用有限元分析软件ANSYS中的APDL语言进行二次开发, 根据“生死单元”思想, 建立烧蚀边界随时间变化的有限元模型并进行了相应的烧蚀计算。
1 烧蚀试验及分析
北京理工大学在铝合金活塞烧蚀研究中研发了一种能模拟活塞在柴油机气缸内环境的烧蚀试验方法。图1为烧蚀试验平台原理图, 主要由燃油燃烧器、燃气热风炉、稳流过渡段、试验段、烟囱及试验台控制系统等组成。试验所用试件为活塞常用的硅铝合金材料, 其中Al约占80%, Si约占12%, 其他元素包括Cu、Ni、Mg、Mn、Ti等。试件的直径为24.7mm, 厚度为10mm, 试件的正面用SiC砂纸逐级打磨至1500#, 后机械抛光, 丙酮除油和酒精清洗后待用;同时在紧挨试件正面下方的位置布置一个热电偶进行试件表面温度的测量。将试件用支架放入试验段内进行试件的烧蚀试验, 只对试件的正面进行烧蚀, 试件的侧面要进行隔热保护, 试件背面利用冷却水进行冲击冷却。为测量不同的冲刷角度对试件烧蚀的影响, 将试件在试验段内相对于气流方向设计为在0°~90°内可调, 同时为方便观察试件的烧蚀情况, 用石英玻璃制作试验段的三个面。在试验段的后端安装热电偶测量燃气的温度, 安装皮托管和微压计测量燃气的流速。燃气速度和温度的调节主要通过改变燃烧器燃油量和配风量来实现。
1.1 烧蚀形貌分析
采用日本理学电机D/max-rB型X射线衍射仪和JSM-5800扫描电子显微镜 (SEM) 对烧蚀后的材料的物相组成、显微组织和成分进行分析。图2为试件烧蚀前后的外观形貌对比图。可以看出, 试件在烧蚀环境中表面形貌发生了很大变化, 表面出现许多微小的坑和孔洞, 试件表面存在着材料的损失。
图3给出了烧蚀过程中, 试件表面最初出现的变化情况, 可以看出试件表面出现了大量的微小颗粒状物质, 对其进行能谱分析发现其中的硅元素含量与试件本体材料相比明显增多。对烧蚀后的试件进行垂直于试件表面方向的切割后, 对断面的表层进行电镜扫描分析, 如图4所示。从图4 (a) 的微观组织可见, α铝基体上主要有灰白色含铜、镍的金属间化合物和黑色的初晶硅两种相。表层区域的灰白色金属间化合物大致分布在α铝晶粒的晶界上, 表层区域初晶硅的数量明显低于次表层, 可能是表层区域中较高硅含量的共晶结构成分具有较低的熔点, 在烧蚀环境中逸出至试件表面, 从而导致表层区域合金中硅含量相对减少。图4 (b) 的高倍微观形貌显示, 样品表层组织中含有一定数量的孔洞, 结合上述对图3和图4 (a) 分析, 可以确定孔洞的形成是具有较高硅含量的共晶结构成分逸出到试件表面后, 试件内部因材料的缺失而形成的。
1.2 烧蚀率分析
铝合金材料烧蚀的影响因素, 除压强、燃气温度、试件表面温度、燃气组分等外, 可能还包括烧蚀时间、燃气速度和冲刷角度等。文中重点研究燃气速度、试件表面温度和冲刷角度等参数的影响, 暂不考虑其他参数的影响。在测量试件的烧蚀情况时, 因在不同的工况点是用不同的试件进行试验的, 而不同试件的横截面积、厚度等会有微小差异, 所以用单位时间内试件的烧蚀厚度即线烧蚀率来反映试件的烧蚀情况, 材料的线烧蚀率由式 (1) 给出。
式中, Rm为材料的线烧蚀率, mm/min;L1、L2分别为试样的烧蚀前后的厚度, mm;t为烧蚀时间, min。
1.2.1 试件表面温度对烧蚀率的影响
图5为气流冲刷速度90m/s、冲刷角度为30°时, 试件线烧蚀率随试件表面温度的变化图。由图5可以看出, 线烧蚀率随着试件表面温度的增大而迅速增大, 并且增大幅度逐渐加大。这主要是由于:随着试件表面温度的增大, 铝合金材料的强度急剧下降, 在高速气流的冲刷下, 表面材料很容易被去除, 导致烧蚀率快速增加。
1.2.2 燃气速度对烧蚀率的影响
图6为试件表面温度为510℃、气流冲刷角度为30°时, 试件线烧蚀率随燃气冲刷速度的变化图。由图6可以看出, 试件线烧蚀率随着燃气速度的增大而增大, 在燃气速度较小时, 气流所产生的气动力及剪切力较小, 试件表面材料不易被冲刷掉, 线烧蚀率较小;随着燃气速度的增大, 线烧蚀率开始逐渐增大, 在燃气流速达到70m/s后, 线烧蚀率开始大幅度提高。同时, 燃气速度的增大也会使对流传热系数增大, 使得向试件的传热量增加, 造成烧蚀率的增加。
1.2.3 气流冲刷角度对烧蚀率的影响
图7为试件表面温度为510℃、气流冲刷速度为90m/s时, 试件线烧蚀率随气流冲刷角度的变化图。由图7可以看出, 线烧蚀率在冲刷角度30°左右时增至最大, 随后减小并在垂直角度时达到一个较小的数值。这主要是由于:在冲刷角度30°左右时, 气流所产生的剪切力较大, 同时燃气与壁面的传热系数也较大, 因此在此情况下, 材料容易发生被冲刷掉, 导致烧蚀率快速增加。
1.2.4 因素的显著性分析
为了阐明试件表面温度、燃气速度及气流冲刷角度等因素对线烧蚀率的影响, 采用正交设计方法对试验结果进行了分析。表1为正交试验分析表。对比极差分析结果可以看出, 试件表面温度对于线烧蚀率的影响更显著, 气流冲刷角度、燃气速度对线烧蚀率的影响则依次减弱, 但后两个因素的影响差距不大。所以, 防止铝合金材料的烧蚀, 最为重要的是控制材料表面的温度, 避免材料表面温度过高。
2 烧蚀模型
2.1 材料的烧蚀机理
试验用的硅铝合金材料中, 内部存在成分微区不均匀, 不同成分的合金具有不同熔点。因此, 在高速高温燃气的作用下, 铝合金试件的表面温度逐步提高, 由于具有较高硅含量的共晶结构成分的熔点较低, 强度也相对较低, 所以在高温下, 具有较高硅含量的共晶结构成分的膨胀量较大, 也易于流动, 导致试件表面的氧化铝膜被冲破后以颗粒状附着在试件的表面。颗粒的数目随着试件表面温度和气流冲击强度的增大而增多, 高速高温燃气流的撞击又导致热量在颗粒表面聚集, 使得颗粒的温度迅速升高, 达到熔点后以液态粘附在试件表面。在高速燃气流的气动剪力作用下液膜被很快吹除, 试件表面逐步向材料内部退移, 形成了材料的熔化烧蚀。
溢出到表面的具有较高硅含量的共晶结构成分被冲刷去除后, 其他物质仍留在试件表面, 随着具有较高硅含量的共晶结构成分被气流冲刷去除的量增多, 试件表面的粗糙度增大, 当表面粗糙度达到临界值时, 高温高速的燃气流产生的强大剪切力作用于突起的材料部分, 最终导致突起的材料部分发生失效被高速燃气流吹走, 造成材料的机械剥蚀。随后试件表面具有较高硅含量的共晶结构成分再次冲破氧化铝膜后附着在试件表面, 然后重新进行着上述的烧蚀过程。因此, 活塞用铝合金材料的烧蚀问题是一个复杂的多重耦合问题, 包括了熔化烧蚀和气流剥蚀两方面的因素。
2.2 熔化烧蚀模型
因圆柱形试件的侧面进行了绝热隔离, 分别对试件的正面和背面进行加热和冷却, 同时沿试件平面方向的热量传导较小, 所以热烧蚀分析可假设仅针对沿试件厚度方向的一维烧蚀模型, 如图8所示。设试件的厚度为L, 初始温度为T0, 试件正面受到温度为TG, 传热系数为h1的气体加热, 试件背面受到温度为TL, 传热系数为h2的水冷却, 则热传导方程可表示为:
式中, c为比热容, J/ (kg·K) ;ρ为密度, kg/m3;λ为热导率, W/ (m·K) ;T为试件温度, K;x为坐标, m;τ为时间变量, s。
试件加热侧表面温度达到熔解温度后开始烧蚀过程, 被烧蚀掉的材料在高速气流的冲击下快速离开物体表面。伴随着烧蚀过程, 热量一部分由物体的熔解潜热吸收带走, 一部分向物体内部传递, 烧蚀界面的温度为材料的熔解温度Tr且保持不变, 以烧蚀过程的开始作为时间起点, 该过程的热传导方程同样可以用式 (2) 表示, 烧蚀阶段示意图如图9所示, 在烧蚀界面x=S (τ) 上满足的能量守恒方程如式 (3) 所示[12]。
式中, S (τ) 为移动界面的位置变量;r为熔解热, J/g。
2.3 气流剥蚀模型
铝合金试件表面的具有较高硅含量的共晶结构成分去除后, 受燃气流压差和高速流动影响, 试件表面的其他残留物质承受相当大的剪应力Ft, 剪切力计算公式为
式中, cf为气动摩阻系数;ue为燃气流速;ρe为燃气密度;Re为雷诺数。
当燃气流作用的剪切力大于材料的剪切屈服强度时, 就会在材料表面观察到切削性磨损, 形成燃气流引起的材料剥蚀。图10为铝合金材料表面去除后残留物质在气流剪切力下的剥蚀物理模型。
3 烧蚀计算及分析
采用ANSYS有限元分析软件进行建模, 建立二维试件平面, 利用二维模型计算沿厚度方向的一维烧蚀, 在对h1、h2、TG、TL等参数值确定后进行试件的温度场和应力场计算。根据试件温度场和应力场计算结果, 运用ANSYS的“生死单元”功能对试件表面单元的“生死”状态进行判断。若表面单元达到了烧蚀或剥蚀的程度, 则调用生死单元的命令, 将表面的单元杀死, 在剩余的网格单元中进行传热计算;若没有达到烧蚀或剥蚀的程度, 则继续使用原先的网格单元进行传热计算。
3.1 计算结果分析
针对试验开展了铝合金材料试件烧蚀数值计算。图11为计算得到的在某一工况下, 试件开始发生烧蚀后的烧蚀过程, 其中图11 (a) 为试件表面刚好达到烧蚀条件但还未开始烧蚀的情况, 图11中其他图片为烧蚀开始后每隔8s得到的试件烧蚀情况。由图11可以看出, 随着烧蚀的进行, 试件上表面的材料逐渐被去除, 厚度逐渐减小。
图12为计算得出的试件线烧蚀量随着烧蚀时间的变化关系。由图12可知, 线烧蚀率随着烧蚀时间的增大而增大, 但烧蚀的速度缓慢减小。其主要原因是:随试件厚度逐渐减小, 使试件烧蚀面向试件背面的热流量逐渐增大, 造成试件烧蚀面的温度上升缓慢, 使得烧蚀速度下降。
3.2 计算结果与试验结果对比
图13为气流冲刷速度为90m/s、冲刷角度为60°时, 不同表面温度下试件的线烧蚀率计算结果与试验结果的比较。从图13可知, 烧蚀率的计算结果与试验结果吻合良好, 从而验证了计算模型的有效性。活塞在工作过程中所处的环境与本文所用试件所受的烧蚀环境具有一定的相似性, 因此本文所采用的试验与计算模拟方法也适用于实际活塞烧蚀失效研究。
4 结论
(1) 铝合金材料的烧蚀机制是熔化烧蚀和气流剥蚀两方面的共同作用。
(2) 利用正交设计试验方法对数值模拟结果进行分析, 结果表明表面温度对铝合金试件烧蚀的影响更显著, 气流冲刷角度、燃气速度对烧蚀的影响依次减弱。
(3) 采用文中建立的烧蚀模型进行烧蚀计算表明, 线烧蚀率计算结果与试验结果较为吻合, 所建立的烧蚀和传热模型是正确可靠的, 可用于实际活塞烧蚀失效研究。
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烧蚀性能 篇2
基片温度对强流脉冲离子束烧蚀等离子体沉积类金刚石薄膜结构和性能的影响
利用强流脉冲离子束(High-intensity pulsed ion beam-HIPIB)烧蚀等离子体技术在Si(100)基体上沉积类金刚石(Diamond-like carbon-DLC)薄膜,基片温度的变化范围从25 ℃(室温)到400 ℃.利用Raman谱、X射线光电子谱(XPS)、X射线衍射(XRD)和原子力显微镜(AFM)研究基片温度对DLC薄膜的.化学结合状态、表面粗糙度、薄膜显微硬度和薄膜内应力的影响.根据XPS和Raman谱分析得出,基片温度低于300 ℃时,sp3C杂化键的含量大约在40%左右;从300 ℃开始发生sp3C向sp2C的石墨化转变.随着沉积薄膜时基片温度的提高,DLC薄膜中sp3C的含量降低,由25 ℃时42.5%降到400 ℃时8.1%,XRD和AFM分析得出,随着基片温度的增加,DLC薄膜的表面粗糙度增大,薄膜的纳米显微硬度降低,摩擦系数提高,内应力降低.基片温度为100 ℃时沉积的DLC薄膜的综合性能最好,纳米显微硬度22 GPa,表面粗糙度为0.75 nm,摩擦系数为0.110.
作 者：梅显秀 刘振民 马腾才 作者单位：大连理工大学三束材料改性国家重点实验室,大连,116024刊 名：真空科学与技术学报 ISTIC EI PKU英文刊名：VACUUM SCIENCE AND TECHNOLOGY年，卷(期)：200323(4)分类号：O484关键词：强流脉冲离子束烧蚀等离子体沉积 类金刚石薄膜 结构和性能 基片温度
烧蚀性能 篇3
1 实验
1.1 材料
所用材料为采用液态浸渍结合热梯度化学气相沉积工艺制备的碳化铪含量为2.5%的整体炭毡增强的C/C复合材料,其密度为1.83g/cm3。其工艺过程为:首先通过液相浸渍、干燥的方法在预制体中引入一定量的HfO2,接着通过热梯度化学气相沉积(TCVI)工艺对预制体进行致密化;最后在石墨化过程中难熔金属氧化物HfO2会与复合材料中的碳元素发生反应,转换为HfC。按GJB323A—96要求,烧蚀实验的试样尺寸为ϕ30mm×10mm。
1.2 冲击损伤实验
冲击损伤利用压杆直径为ϕ12.7mm的SHPB装置[8]进行。冲击时将试样夹在入射杆和透射杆之间,且使三者的轴线保持共线,利用撞击杆撞击入射杆所产生的应力脉冲对试样进行冲击损伤。试样所承受的冲击载荷可按下式进行计算。
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根据能量守衡,忽略动能损失,试样在冲击过程中的能量吸收按下式进行计算[9]。
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上两式中, E0为压杆的弹性模量(GPa), A0为压杆的横截面面积(mm2),C0为压杆的弹性纵波波速(m/s),t0为入射波的脉宽,而εi(t),εr(t),εt(t)分别为贴在压杆上的应变片所采集到的入射、反射和透射波的弹性应变信号(V)。
1.3 烧蚀实验
按GJB323A-96,采用氧乙炔烧蚀装置对HfC-C/C复合材料样品进行烧蚀实验。烧蚀条件如表1所示。
2 结果与讨论
2.1 冲击载荷响应
根据公式(1),HfC-C/C复合材料在冲击载荷下的应力响应如图1所示,复合材料经受了3种不同的冲击载荷,1#试样的冲击载荷峰值为121MPa,2#试样的冲击载荷峰值为168 MPa,3#试样的冲击载荷峰值为196 MPa。其冲击载荷从零增加到最大值的时间大约为50μs左右,而采用坠落装置冲击时,其响应为毫秒级,故采用SHPB装置对材料进行冲击加载能较好的反映高速物体碰撞对复合材料造成的冲击损伤。试样在冲击过程中的能量吸收(公式(2))与冲击载荷的关系如表2所示,HfC-C/C复合材料在冲击过程中的能量吸收峰值随载荷的增加而增加,其中1#试样对冲击能吸收峰值为0.8J,2#试样的冲击能吸收峰值为1.4 J,3#试样的冲击能吸收峰值为2.1J。
2.2 冲击损伤对烧蚀性能的影响
图2是烧蚀前后试样的宏观照片。烧蚀前,HfC-
C/C复合材料表面在宏观上均没有出现微裂纹,表明复合材料的整体骨架没有因冲击载荷的作用而发生局部的破坏。烧蚀后,复合材料试样表面明显比烧蚀前的要疏松、粗糙,由于基体被烧蚀掉,一些纤维的骨架脉络显露出来,且由于火焰的灼烧和热气流的冲刷,烧蚀后的试样表面更加富有光泽,同时复合材料表面烧蚀驻点区域与边缘区的分界线依稀可见。
C/C复合材料的烧蚀实验结果如表3所示:与未进行改性处理的C/C复合材料的试样(4#)相比, HfC-C/C复合材料试样(0#)的烧蚀性能得到了一定程度的改善;且与未受冲击的试样(0#)相比,HfC-C/C复合材料试样在受到三种不同冲击损伤后,其线烧蚀率无明显的变化,但质量烧蚀率随冲击载荷的增加而增加。
HfC-C/C复合材料试样烧蚀后的SEM形貌如图3所示。由图3a可以观察到未受冲击的试样烧蚀表面的微裂纹很少。受冲击的试样烧蚀表面都存在有纵横交错的微裂纹,如图3(b,c,d)所示,随着冲击载荷的加大,烧蚀后其表面的烧蚀微裂纹明显增多,烧蚀后
的表面也更加粗糙,甚至有少量基体从表面剥离和脱落,出现了剥蚀现象。这是因为在复合材料的表面,高速气流带来的氧气与材料发生氧化反应,发生热化学烧蚀,气流中高速粒子的冲刷会引起表面材料的热力学腐蚀(侵蚀)。HfC-C/C复合材料烧蚀表面由于构成、材料取向和缺陷分布的差异,各区域的抗烧蚀能力是不同的,这种抗烧蚀能力的不同会引起复合材料烧蚀表面的粗糙化。由于纤维的抗烧蚀能力大于基体的抗烧蚀能力,在烧蚀过程中基体和纤维间的界面是一个薄弱环节,随着热化学烧蚀的进行,复合材料表面的纤维区域将凸起,基体、界面区域将逐渐凹下。受冲击载荷作用后,复合材料缺陷较多的区域产生的损伤程度会大于缺陷较少的区域,这会加速缺陷较多区域的热化学烧蚀和热力学腐蚀(侵蚀),使得冲击后复合材料的烧蚀表面变得更加粗糙。当表面粗糙度达到临界值时,复合材料的表面凸起部分受到的压应力、剪切应力超过其强度时,剥离便会开始,引起部分机械剥蚀。
冲击载荷引起的复合材料质量烧蚀率的增加如图4所示,与未受冲击损伤的试样(0#)相比,当冲击载荷为121MPa(1#)时,复合材料质量烧蚀率增加了近3.0%,冲击载荷为168MPa(2#)时,质量烧蚀率增加了6.4%,而当冲击载荷增加到196MPa(3#)时,其质量烧蚀率增加了26.7%。这说明冲击损伤对HfC-C/C复合材料烧蚀性能的影响有一个阈值,超过此值,冲击损伤才会对复合材料的烧蚀性能产生显著影响。
HfC-C/C复合材料在承受冲击载荷后,冲击表面并没有出现可觉察的凹陷与破损,故本实验中,复合材料所吸收的能量主要反映了材料在冲击载荷作用下发生的内损伤。冲击载荷下,复合材料的基本损伤形式有分层、界面脱粘和基体的开裂。C/C复合材料中的界面一般为弱界面,低的界面强度会使复合材料在冲击载荷作用下易于发生界面脱粘现象,吸收部分冲击能。C/C复合材料中微裂纹的存在会强化冲击载荷在复合材料中所造成局部应力集中,这种应力集中会引起微裂纹处原有裂纹的扩展或者产生新的微裂纹,由于C/C复合材料中的基体炭失效应变较小,随着冲击载荷的增加,原有裂纹的扩展与新裂纹的不断增殖会使复合材料中部分基体炭被压碎而产生局部的基体失效,进一步增加对冲击能量的吸收。
在复合材料的烧蚀过程中,冲击载荷所造成的裂纹、脱粘与局部基体失效一方面为气流中的高速粒子进入复合材料内部提供了通道,使复合材料内部发生了与表面材料相似的热力学侵蚀,另一方面也使得更多的内部纤维与基体被高速热气流携带氧气所包围,加速了复合材料内部物质的氧化消耗,增加了复合材料的质量烧蚀率。冲击载荷所造成的局部基体失效使复合材料的有效承载面积减小,导致作用于未失效区域的有效应力增加,当冲击载荷达到一定数量,这种局部的基体失效对材料损伤过程的加速才能显现出来,这也就说明了为什么冲击载荷对HfC-C/C复合材料质量烧蚀率的影响存在着一个阈值。尽管冲击载荷在复合材料造成了一些不可恢复的损伤,但复合材料表面的纤维骨架并未发生破坏,而只是增加了复合材料烧蚀表面的粗糙度,因而冲击载荷对复合材料的线烧蚀率并没有显著的影响。
3 结论
(1)通过液态浸渍结合热梯度化学气相沉积制备的含HfC为2.5%的HfC-C/C复合材料有较好的抗烧蚀能力。
(2)当冲击载荷作用于HfC-C/C复合材料时,其所造成的损伤对复合材料的质量烧蚀率有显著的影响,而对复合材料的线烧蚀率的影响不显著。
(3)冲击损伤对HfC-C/C复合材料质量烧蚀率的影响存在有一个阈值,超过此值,复合材料在受冲击后的质量烧蚀率显著增加。
摘要：通过液态浸渍结合热梯度化学气相渗透(TCVI)制备了碳化铪含量为2.5%(质量分数)的C/C(HfC-C/C)复合材料。利用split Hopkinson pressure bar(SHPB)装置,对HfC-C/C复合材料进行了不同载荷冲击损伤,采用氧乙炔火焰烧蚀法测定了复合材料的烧蚀性能,结合扫描电镜分析了冲击损伤对HfC-C/C复合材料烧蚀性能的影响。结果表明:动态冲击损伤对HfC-C/C复合材料线烧蚀率的影响不显著,而其质量烧蚀率随冲击载荷的增加而增加,且冲击载荷对HfC-C/C复合材料质量烧蚀率的影响存在有一个阈值,超过此值,材料的质量烧蚀率显著增加。
关键词：C/C复合材料,SHPB,冲击损伤,烧蚀性能
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烧蚀性能 篇4
汽缸垫烧蚀故障的`特征 汽缸垫装于缸盖与缸体之间,通过缸盖螺栓紧定后保证汽缸的密封,以防止燃气、冷却水和润滑油窜漏.常见的缸垫烧蚀是由于高温高压燃气冲击缸垫、烧坏包口、护圈及石棉板,导致汽缸漏气及润滑油、冷却水窜漏.
作 者：王春华 作者单位： 刊 名：汽车运用 英文刊名：AUTO APPLICATION 年，卷(期)：2009 “”(7) 分类号：U4 关键词：★ 柴油购销合同书
★ 电控发动机油耗过高的故障原因分析
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烧蚀性能 篇5
关键词：CVI+PIP,ZrC,C/C-SiC复合材料,烧蚀性能
新一代可重复使用运载器在大气层内长时间超高温 (2000℃以上) 飞行, 对关键热端部件如头锥、翼前缘用防热材料的烧蚀性能提出了苛刻要求[1]。为实现飞行器高升阻比和保持良好气动外形, 传统烧蚀型C/C材料已无法满足需求。低烧蚀C/C材料是一类新型的抗氧化/耐烧蚀防热材料, 主要针对长时超高温 (2000~3000℃) 有氧环境。世界各航空航天大国已开展在C/C材料内部引入难熔碳化物 (SiC、HfC、TaC、ZrC等) 制备低烧蚀C/C材料的研究, 并已取得阶段性成果。据报道, 含有难熔金属碳化物的C/C复合材料经2760℃流动空气氧化600s, 保持完好无损;经燃气温度3800℃、压力8.0MPa、工作时间60s的SRM地面点火实验考核, 比纯C/C材料的烧蚀率成倍降低[2,3,4]。我国西北工业大学、中南大学、国防科技大学、西安航天复合材料研究所、中科院过程所和航天材料及工艺研究所等单位已开展了这方面的实验, 对添加难熔金属碳化物的高温复合材料的成型技术、烧蚀性能及其机理进行了研究, 已取得了初步进展[5,6,7,8,9,10,11]。大量研究结果表明, 添加难熔金属化合物是改善C/C复合材料超高温抗氧化/耐烧蚀性能最有效的技术途径之一。
本研究采用“化学气相渗透+先驱体浸渍裂解” (CVI+PIP) 混合工艺, 制备了ZrC改性C/C-SiC复合材料, 对材料的微观结构以及氧化烧蚀性能进行了研究, 并与同结构C/C-SiC复合材料进行对比, 研究了引入ZrC对改善材料氧化烧蚀性能的影响。
1 实验部分
1.1 材料制备
选用针刺结构预制体, 密度为0.4g/cm3, 先采用化学气相沉积工艺进行碳基体致密, 至密度达到0.9g/cm3, 再采用聚碳硅烷 (PCS) 、聚碳锆烷 (PCZ) 进行液相致密, 分别制备密度大于2.0g/cm3的C/C-SiC复合材料和C/C-ZrC-SiC复合材料, 其中ZrC的质量分数约为38%。2种材料的制备工艺路线如下:
(1) 针刺预制体→CVD致密→PCS液相致密→C/C-SiC复合材料;
(2) 针刺预制体→CVD致密→PCS+PCZ液相致密→C/C-ZrC-SiC复合材料。
1.2 测试与分析
根据国家标准GB/T 24528-2009测试材料的体积密度, 试样数量5个。采用氧-乙炔烧蚀试验测试材料的质量烧蚀率和线烧蚀率, 试样尺寸φ30×10mm, 试样数量5个, 烧蚀时间10min。
采用JEOL JSM-6460LV型扫描电镜观察材料的微观结构以及氧化烧蚀前后的微观形貌, 并对表面元素进行能谱分析。采用D8advance型X射线衍射仪确定材料氧化前后的物相组成。
2 结果与讨论
2.1 微观结构
图1、图2分别为C/C-SiC材料、C/C-ZrC-SiC材料的XRD分析结果。可以看出, 与C/C-SiC材料相比, C/C-ZrC-SiC材料的物相组成除了C、SiC, 还有ZrC, 衍射强峰约位于33.2°、38.6°、55.6°、66.4°和69.8°。
图3为C/C-SiC材料、C/C-ZrC-SiC材料的SEM形貌。图3 (a) , 纤维周围被灰色的基体所包围, 结合图4中区域A的能谱分析结果可知, 灰色基体成分为SiC。而 (b) 图形貌与 (a) 图有所区别, 纤维周围除了被灰色SiC基体包裹外, 还被大小不均的白色颗粒状物质填充, 结合图4中区域B的能谱分析结果可知, 白色颗粒状物质主要为ZrC, 从而形成了块状SiC作为骨架材料, 颗粒状ZrC弥散其中的基体分布结构, 提高了材料的致密程度。
2.2 烧蚀性能
表1对比了C/C-SiC材料、C/C-ZrC-SiC材料的氧乙炔烧蚀结果。可见烧蚀600s后, C/C-ZrC-SiC材料的线烧蚀率和质量烧蚀率相比C/C-SiC材料均降低了1个数量级, 线烧蚀率达到了10-4mm/s量级, 质量烧蚀率达到了10-4g/s量级。表1的数据宏观反映了通过先驱体浸渍裂解法引入ZrC基体后, 可以明显提高C/C-SiC材料的耐烧蚀性能。
图5为C/C-SiC材料、C/C-ZrC-SiC材料氧乙炔烧蚀后的宏观形貌。可以看出, C/C-SiC材料表面疏松, 出现了烧蚀凹坑, 最深处约1.2mm, 周围的纤维明显被氧化, 留下了大小不一的孔洞。而C/C-ZrC-SiC材料烧蚀后表面凹凸不平, 覆盖了一层白色氧化物质, 尤其是烧蚀中心区域, 氧化物比较致密, 且周围的纤维没有被氧化的痕迹。
图6为C/C-SiC材料烧蚀中心区域的SEM形貌。可以看出, 纤维被氧化性气体强烈侵蚀, 直径明显减小, 有的剩下了较细的碳纤维芯, 有的甚至已经氧化断裂, 其端部呈现非常明显的“尖笋状”形貌。图7表明, 还有少量的SiO2附着在纤维表面。可见, 在氧乙炔烧蚀条件下, C/C-SiC材料氧化后生成了SiO2, 但是由于黏度较低, 与基体的粘附力较差, 经受不住氧乙炔气流的长时间冲刷, 无法形成连续致密的保护膜, 因而氧化性气体可以通过孔洞、裂纹等缺陷进入材料内部, 使纤维和基体受到侵蚀。
图8为C/C-ZrC-SiC材料烧蚀后的SEM形貌。图8 (b) 表明, 在烧蚀中心区域, 材料表面形成了相对连续致密的保护膜, 还出现了一些分布不均的小气孔, 这主要是由于材料氧化后生成的CO2等气体挥发造成的。XRD和EDS分析结果表明 (见图9、图10) , C/C-ZrC-SiC材料在氧乙炔烧蚀后生成了ZrO2和SiO2两种氧化物。本实验氧乙炔烧蚀中心区域的温度在2000℃左右, 结合ZrO2-SiO2二元相图 (图略) , 分析认为在此烧蚀条件下, ZrO2会部分熔融在液态SiO2中, 形成粘稠的ZrO2-SiO2玻璃态熔融层, 封填材料表面的开气孔, 阻止氧化性气氛深入基体, 从而使材料具有良好的抗烧蚀性能。同时, ZrO2熔融后粘度黏高, 提高了ZrO2-SiO2熔融层的粘附力, 可以抵抗氧乙炔气流的冲刷, 较为完整地包覆在材料表面。而且, 粘稠的ZrO2-SiO2熔融层能够有效降低氧化性气氛向材料内部扩散的速率, 在一定程度上抑制了材料的进一步氧化烧蚀。而在烧蚀边缘区域, 由于温度较低, 因而未形成连续致密的ZrO2-SiO2熔融层, 只是氧化物颗粒之间相互堆积, 见图8 (c) 。
3 结论
(1) 采用“化学气相沉积+先驱体浸渍裂解” (CVI+PIP) 混合工艺, 制备了ZrC改性C/C-SiC复合材料, 形成了块状SiC作为骨架材料, 颗粒状ZrC弥散其中的基体分布结构。
(2) 与同结构C/C-SiC材料相比, C/C-ZrC-SiC材料的氧乙炔烧蚀率降低了1个数量级。C/C-SiC材料表面疏松, 纤维明显被氧化, 留下了大小不一的孔洞;而C/C-ZrC-SiC材料表面被白色氧化物质覆盖, 相对比较致密。
(3) C/C-ZrC-SiC材料氧化后形成了ZrO2-SiO2玻璃态熔融层, 由于具有较高的粘度, 因而可以提高与基体的粘附力, 抵抗氧乙炔气流的冲刷;而且熔融层能够有效降低氧化性气氛向材料内部扩散的速率, 对于抑制材料的进一步氧化烧蚀起到了积极作用。
参考文献
[1]David E Glass.Ceramic matrix composite (CMC) thermal protection systerms (TPS) and hot structures for hypersonic vehicles[R].AIAA, 2008-2682.
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[4]邹武, 张康助, 等.陶瓷基复合材料在火箭发动机上的应用[J].固体火箭技术, 2000, 23 (2) :60-64.
[5]Shen X T, Li K Z, Li H J, et al.Microstructure and ablation properties of zirconium carbide doped carbon/carbon composites[J].Carbon, 2010, 48 (2) :344-351.
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烧蚀性能 篇6
关键词：陶瓷前驱体,配比,浸渍裂解,C/C-ZrC-SiC复合材料,烧蚀性能
超高温陶瓷(UHTC)复合材料主要有以铪、锆、钽等形成的硼化物、碳化物以及氮化物。UHTC具有很高的熔点,一般都高于3000℃,除此之外,UHTC还具有非常高的硬度、良好的耐磨性、机械强度以及高热导率(相对于其他陶瓷材料)。由于这些特点,UHTC是高超声速飞行器热防护系统的理想材料,尤其是在化学性质和结构要求稳定的极端高温操作环境中[1,2]。美、俄、法等国家近年来提出在C/C复合材料中添加TaC、ZrC、SiC、HfC等难熔碳化物,以提高材料的抗氧化能力、降低烧蚀率、承受更高的燃气温度或更长的工作时间,使之成为一种比C/C复合材料更为理想的耐烧蚀材料[3,4,5]。
据报道,含有难熔金属碳化物的C/C复合材料经2760℃流动空气氧化600s,能保持完好无损;经燃气温度3800℃、压力8.0 MPa、工作时间60s的SRM地面点火实验考核,烧蚀率比纯C/C材料成倍降低[6]。我国西北工业大学、中南大学、国防科技大学、西安航天复合材料研究所、中科院过程所、航天材料及工艺研究所等单位也已经开展了这方面的实验,对添加难熔金属碳化物的高 温复合材 料的成型 技术、烧蚀性能及其机理进行了研究,已取得了初步进展[7,8,9,10,11,12,13]。大量研究结果表明,添加难熔金属化合物是改善C/C复合材料超高温抗氧化/耐烧蚀性能最有效的技术途径之一。
本工作采用陶瓷前驱体混合物,通过液相浸渍裂解方法制备了C/C-ZrC-SiC多元基体复合材料,分析了材料的组成与结构,研究了不同陶瓷前驱体配比对 材料烧蚀 性能的影响。
1 实验
1.1 材料制备
选用针刺网胎/碳布叠层预制体(宜兴天鸟公司生产),密度为0.4g/cm3,以丙烯(北京燕山石化公司生产)为气源,采用化学气相沉积工艺进行碳基体致密,致密度达到0.9g/cm3。再将聚碳硅烷 (PCS)和有机锆 聚合物分 别按1∶1、1∶2、1∶3、1∶4比例混合,以二甲苯为溶剂,对低密度C/C复合材料进行液相致密,通过反复浸渍裂解工艺制备出不同陶瓷基体含量的C/C-ZrC-SiC复合材料。聚碳硅烷、有机锆聚合物分别由国防科大、过程所研制,1500℃陶瓷产率分别为55%、28%。根据下式计算试样 中ZrC和SiC的体积分数:
式中:VZrC为ZrC体积分数;VSiC为SiC体积分数;ρ0为第一次浸渍前试样密度;ρ为反复浸渍致密化后试样密度;CZr为混合前驱体中有机锆占有机锆和PCS总量的质量分数;ηZr为有机锆陶瓷产率;CPCS为PCS占有机锆和PCS总量的质量分数;ηPCS为PCS陶瓷产率;ρZrC为ZrC密度;ρSiC为SiC密度;V为试样体积。
1.2 测试方法
根据国家黑色冶金行业标准YB/T 119-1997和YB/T908-1997分别测试材料的体积密度和显气孔率,试样数量为5。采用氧-乙炔烧蚀试验测试材料的质量烧蚀率和线烧蚀率,氧气流量1752L/h,乙炔流量876L/h,试样表面距喷嘴距离(20±0.2)mm,试样尺寸30mm×10mm,试样数量5,烧蚀时间600s。
采用JEOL JSM-5800扫描电镜观察材料的微观结构以及烧蚀后的微观形貌,并对表面 元素进行 能谱分析。采 用D8Advance型X射线衍射仪确定材料烧蚀前后的物相组成。
2 结果与讨论
2.1 材料的组成与结构
图1为浸渍裂解后得到的C/C-ZrC-SiS的XRD图谱。由图1可以看出,聚碳硅烷、有机锆聚合物裂解后分别转化为SiC、ZrC,材料基体组分主要有C、SiC、ZrC,C的石墨化程度较低,衍射峰不显著,SiC的衍射强峰约位于35.8°、60.2°、72°处,ZrC的衍射强 峰约位于33.2°、38.6°、55.6°、66.4°、69.8°处。图2为浸渍裂解后C/C-ZrC-SiC复合材料的微观形貌,(b)为(a)中白框区域的放大形貌,(c)为复相陶瓷基体的形貌。从图2(b)可以看出,碳纤维周围被一层连续的热解碳包裹,热解炭外层为连续致密的复相陶瓷基体。能谱分析结果(图3)表明,灰色区域的主要元素为C、Si,白色区域的主要元素为C、Zr,可以推断,灰色物质为SiC,白色物质为ZrC,表明复相陶瓷由大量ZrC颗粒均匀弥散分布在SiC基体中组成。
表1列出了制备的C/C-ZrC-SiC复合材料的物理性质和陶瓷相组成。由表1可以看出,当混合前驱体中聚碳硅烷与有机锆聚合物的配比为1∶3时,制备的C/C-ZrC-SiC复合材料的孔隙率最低(约为10.93%)。随着混合前驱体中有机锆聚合物含 量的增加,制备的C/C-ZrC-SiC复合材料 中ZrC含量也相应增加,SiC含量不断降低。当混合前驱体中聚碳硅烷与有机锆聚合物的配比为1∶4时,制备的C/C-ZrC-SiC复合材料中ZrC的体积分数达到15.5% 左右,SiC的体积分数降低至16.0%左右。
2.2 材料的烧蚀性能
表2为不同PCS与有机锆聚合物配比的C/C-ZrC-SiC复合材料的氧乙炔烧蚀结果。当ZrC体积含量由7.5%增加到11.1% 时,C/C-ZrC-SiC复合材料 的线烧蚀 率从0.0006mm/s降低到-0.0002mm/s,质量烧蚀率从0.0006g/s降低到0.0003g/s。当ZrC体积含量达到13.3%左右时,C/C-ZrC-SiC复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率降到最低,分别为-0.0015 mm/s和0.0002g/s。此后再增 加ZrC含量,C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀率又略有升高。可以看出,随着ZrC含量的增加,C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀率呈现先减小后增大的趋势,这主要由ZrC含量和孔隙率变化引起,当ZrC含量相对较高、孔隙率相对较低时,材料的烧蚀率最小,即当混合前驱体中聚碳硅烷与有机 锆聚合物 的配比为1∶3时,C/C-ZrC-SiC复合材料具有最优的抗烧蚀性能。
图4为不同PCS与有机锆聚合物配比的C/C-ZrC-SiC复合材料的氧乙炔烧蚀宏观形貌。按照烧蚀区域的不同,将烧蚀表面分为烧蚀中心和烧蚀边缘两部分。在烧蚀中心区域,1#试样表面出现了明显的烧蚀凹坑,2#、3#试样表面呈突起状,4#试样表面出现浅的凹面。4种试样表面均有白色物质覆盖,2#、3# 试样的白 色物质相 对连续致 密,1#、4#试样的中心区域出现了裂纹,在氧乙炔气流的冲刷下部分白色物质呈片状剥落。
图5为不同试样烧蚀边缘区域的微观形貌。
1#、4#试样可以明显观察到纤维被氧化的痕迹,1#试样纤维氧化程度严重,端部呈现“尖笋状”形貌,表面被氧化性气氛侵蚀;4#试样纤维与基体存在脱粘,纤维端部直径变小,表面多处出现氧化凹坑。2#、3#试样基本没有观察到纤维裸露并被氧化的现象,2#试样的基体氧化后比较疏松,形成的玻璃态氧化膜不连续,表面出现了大小不一的孔洞,这可能是因为材料的孔隙率相对较高,造成氧气扩散进入材料内部的通道较多,使得材料的氧化程度加剧,从而引起孔隙不断扩大,而且高温氧化过程中气态物 质(CO、CO2、SiO等)挥发也留下了一些气孔,随着氧化过程的进行,孔隙、气孔之间互相联通,最终形成较大的孔洞;而3#试样的基体氧化后基本保持完整,与2#试样相比,未出现明显的孔洞。
通过对不同PCS与有机锆聚合物配比的C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀率和烧蚀形貌进行对比,可知3#试样的抗烧蚀性能相对较好,氧乙炔烧蚀600s后,表面连续致密,但是凹凸不平,覆盖着一 层白色物 质。通过XRD、EDS分析(图6、图7)可以看出,白色物质的主要成分为ZrO2、SiO2,由于形成的SiO2为非晶相,因此难以通过XRD识别。
图8为3#试样烧蚀中心区域的微观形貌。由图8可以看出,材料表面氧化后生成了一层连续致密的保护膜,还有气态物质挥发留下的少量气孔。分析认为,ZrC的氧化产物ZrO2 同SiC的氧化产物SiO2相比,具有低饱和蒸气压,高溶解热(ZrO2215.4kJ/mol,SiO28.82kJ/mol),因此能够承受高温烧蚀而不会大量气化流失。而且,ZrO2在熔化过程中能够吸收大量热量,降低试样的表面温度,减弱氧乙炔火焰对材料的烧蚀。高温氧化环境中,ZrO2和SiO2有一个低共熔点,介于SiO2的熔点1996K和ZrO2的熔点2950K之间,ZrO2 会部分熔融在液态SiO2中,形成粘稠的ZrO2-SiO2 玻璃态氧化膜,可以封填材料表面的裂纹、孔洞,有效降低氧化性气氛向材料内部扩散的速率,对材料基 体形成较 好的保护。从断面形貌可见,虽然表面凹凸不平,但是陶瓷层致密且陶瓷层下的纤维没有被氧化的痕迹,说明表面致密的陶瓷层有效保护了碳纤维,氧化性气氛很难通过氧化物陶瓷层扩散至纤维层进而造成深层次氧化。
3 结论
(1)采用聚碳硅烷和有机锆聚合物混合前驱体,通过反复浸渍裂解工艺制备了C/C-ZrC-SiC复合材料,生成的复相陶瓷基体由大量ZrC颗粒均匀弥散分布在连续SiC相中组成。
(2)随着ZrC含量的增加,C/C-ZrC-SiC复合材料的烧蚀率呈现先减小后增大的趋势。当混合前驱体中聚碳硅烷与有机锆聚合物的配比为1∶3时,ZrC体积含量达到13.3%左右,C/C-ZrC-SiC复合材料具有最优的抗烧蚀性能。氧乙炔烧蚀600s后,线烧蚀率 和质量烧 蚀率分别 为 -0.0015mm/s和0.0002g/s。
烧蚀性能 篇7
C/C复合材料密度小、比强度大、线膨胀系数低、热导率高、耐磨性好,高温下其强度随温度升高而增大,在航空、航天、冶金、医疗等领域获得了广泛的应用 [1,2,3,4,5]。但是,在有氧条件下,C/C复合材料370℃以上开始发生氧化,500℃以上时氧化速度迅速增大,导致其发生毁灭性破坏 [6]。随着航空航天工业的不断发展,高性能飞行器正向着高速、耐高压、耐高温方向发展,对C/C复合材料抗氧化、耐冲刷、耐烧蚀性能提出了更高的要求。研究表明 [7,8,9],耐高温陶瓷掺杂改性是提高C/C复合材料抗氧化、耐烧蚀性能的有效途径,具有潜在的应用前景。各国研究者们正在积极开展这方面的研究,将抗氧化耐烧蚀的耐高温陶瓷如Zr C、Hf C、Ta C等添加入C/C复合材料来提高其抗氧化性和耐烧蚀性,使之成为一种理想的抗氧化、耐烧蚀C/C复合材料。
反应熔渗法是一种陶瓷基复合材料的快速低成本制备方法,可以制备净尺寸、形状复杂的构件,倍受青睐 [10,11]。通过设计合适的合金,使其渗入多孔的C/C复合材料预制体与热解碳发生反应可以获得耐高温陶瓷相,实现对C/C复合材料的原位反应耐高温陶瓷相改性,提高C/C复合材料的抗氧化耐烧蚀性能。目前,反应熔渗法已成功被用来制备Zr C改性C/C复合材料 [12,13,14,15,16]。通过熔渗纯锆 [12,13]、Zr-Si合金 [14]、Zr-Cu合金 [15,16]等制备了C/C-Zr C复合材料,大大提高了C/C复合材料的抗烧蚀性能。Hf C陶瓷高温强度高,具有优异的抗氧化和抗烧蚀性能。与Zr C陶瓷相比,Hf C陶瓷具有更高的熔点,其氧化产物氧化铪也具有更高的熔点和更低的蒸发速度。采用Hf C对C/C复合材料进行改性可能获得性能更加优异的改性C/C复合材料。然而,到目前为止,尚没有采用反应熔渗法制备Hf C改性C/C复合材料(C/C-Hf C)的相关报道。本文采用铪基合金反应熔渗法制备C/C-Hf C复合材料,研究C/C-Hf C复合材料的微观组织结构,并采用激光对反应熔渗制备的C/C-Hf C复合材料的烧蚀性能进行评价。
1 实验
以PAN基碳纤维(T300,东丽,日本)针刺毡作为增强体,针刺毡采用三维针刺技术制备,由0°方向碳纤维、网胎、90°方向碳纤维依次叠加,然后针刺将各层结合为整体。采用化学气相渗透技术沉积热解碳,制备得到多孔的C/C复合材料预制体。将C/C复合材料预制体切块,采用3000号砂纸打磨,在丙酮中超声清洗。清洗后的C/C复合材料预制体,于373K干燥4h。如图1所示,将准备好的C/C预制体与熔渗用50Hf10Zr37Si3Ta铪合金装入石墨坩埚,合金颗粒置于C/C预制体上方和周围。将石墨坩埚放在真空碳管炉中进行熔渗实验。具体熔渗工艺为 :真空度小于8.0×10-2Pa,加热条件为 :20℃ /min加热到1200℃ ;15℃ /min加热到1500℃ ;10℃ /min加热到1700℃ ;7℃ /min加热到1900℃,保温30 min ;保温结束后随炉冷却。采用脉冲激光器在空气气氛下对复合材料的抗烧蚀性能进行测试,测试时,复合材料首先固定于一个测试台上,然后激光束垂直照射复合材料。烧蚀后采用显微镜测量烧蚀前后的厚度变化得到烧蚀深度,烧蚀深度和时间的比值即为烧蚀率。采用JSM-6360LV扫描电子显微镜对C/C-Hf C复合材料的微观组织进行表征,并采用其所自带的能谱分析复合材料的化学组成。采用Rigaku D/Max 2550VB- XRD分析复合材料的相组成,扫描速率5°/min,扫描范围20 ~ 80°。
2 微观组织结构
反应熔渗制备的C/C-Hf C复合材料截面与断口的SEM背散射电子照片如图2所示,从图中可以观察到明显的熔渗组织特征 :反应熔渗后,合金熔体在毛细力的作用下渗入多孔的C/C复合材料预制体,预制体内部的孔隙被渗入的铪基合金所填充。被填充的孔洞中,从热解碳界面向内依次形成了形貌不同的三层组织。第一层(图2中的1区域):紧靠热解碳界面,粒径约为1 ~5μm白色颗粒分布于暗色物质基体上 ;第二层(图2中的2区域):连续光滑的暗色物质 ;第三层(图2中的3区域):粒径5 ~ 20μm白色晶粒紧密堆积层,晶粒间界夹杂少量暗色物质。为了确定这三层组织的组成,分别采用能谱对其成分进行了分析,结果如图3所示。从能谱分析的结果结合背散射电子图像特征可以判断弥散细小的白色颗粒为Hf C,中等尺寸及大尺寸白色颗粒可能为Hf C、Zr C,暗色物质为Si C。为了进一步确定反应熔渗制备的C/C-Hf C复合材料的相组成,对熔渗样品进行了XRD分析,结果如图4所示。从XRD图谱中可以看出C/C-Hf C复合材料由C、Hf C、Zr C和Si C相组成。其中C相的衍射峰包括碳纤维和残余的热解碳。XRD分析的结果与能谱初步分析的结果一致,因此,反应熔渗C/C-Hf C复合材料截面的三层组织依次为 :第一层弥散的Hf C颗粒 +Si C基体层,第二层连续Si C层,第三层Hf C+Zr C+Si C堆积层。
3 烧蚀性能研究
反应熔渗C/C-Hf C复合材料使用于耐高温烧蚀环境,使用前需要对其高温耐烧蚀性能进行评价,因此,本文采用激光烧蚀对C/C-Hf C复合材料的线烧蚀率进行了测试,烧蚀时间为60 s。作为比较,在相同条件下对C/C复合材料预制体的烧蚀性能也进行了测试。C/C-Hf C复合材料的线烧蚀率为0.008 mm/s,明显低于C/C复合材料预制体的线烧蚀率(0.024 mm/s),这说明反应熔渗铪基合金后大大提高了C/C复合材料的抗烧蚀性能。
激光烧蚀后C/C-Hf C复合材料表面的烧蚀形貌如图5所示,从图上可以看出,烧蚀后在烧蚀区域形成了一层基本连续的白色保护层。白色保护层局部放大的微观形貌表明其非常致密、无孔隙,呈结晶态。图5中A区域和B区域是保护层从烧蚀中心向边缘的两个区域。图5(c) 和 (d) 分别为A和B区域的特征形貌,从图上可以看出这两个区域的微观形貌有所不同,靠近烧蚀中心的保护膜的晶粒稍大,且有更为细腻的组织,呈丝状菊花样 ;离烧蚀中心区域较远位置的保护膜晶粒细小,晶粒内部花样规则,亦是由深灰色区域与白色区域组成,呈十字叉花样,中心为深灰色的十字架,周围是白色物质,十字叉晶粒连续、致密地连接在一起。从左到右(烧蚀中心区域到边缘)小花状组织更加细小(3 ~ 1μm)。分别对A区域和B区域进行能谱分析,结果如图6所示,白色保护层由铪、钽和氧组成,其为烧蚀过程中形成的Ta2O5和Hf O2相。Ta2O5和Hf O2具有很低的氧渗透率和蒸发速率,能够有效阻止烧蚀环境中的氧向复合材料内部扩散。尤其是在烧蚀过程中,Ta2O5和Hf O2作用形成混合熔体可在C/C-Hf C复合材料烧蚀铺展,封填烧蚀过程中形成的孔洞等缺陷,有效保护复合材料发生进一步的烧蚀破坏,从而提高反应熔渗C/C-Hf C复合材料的抗烧蚀性能。
(a) 低倍 ; (b) 表面保护层局部放大 ; (c) A 特征区域微观形貌 ; (d) B 特征区域微观形貌(a) low magnification, (b) high magnification of the ablation resistant layer, (c) and (d) microstructure of A and B regions in (b)
C/C预制体(ρ=1.50g/cm3)相同烧蚀条件烧蚀后的形貌如图7所示,烧蚀后复合材料表面形成了较深的烧蚀坑,从烧蚀中心向烧蚀边缘呈锥形。与C/C-Hf C复合材料烧蚀后的形貌不同,C/C复合材料预制体烧蚀后其表面并未形成烧蚀层,碳纤维完全暴露于烧蚀环境中。在烧蚀过程中,烧蚀环境中的氧与碳纤维和碳基体直接接触,在激光烧蚀的高温作用下迅速发生氧化,复合材料遭到严重的烧蚀破坏,因此,C/C复合材料预制体的烧蚀率大大高于反应熔渗C/C-Hf C复合材料的烧蚀率。
4 结论
(1)采用铪基合金反应熔渗法制备了性能优异的C/C-Hf C复合材料。
(2)热解碳与铪基合金熔体反应形成了三层层状显微组织,其依次为:第一层弥散的Hf C颗粒 +Si C基体层,第二层连续Si C层,第三层Hf C+Zr C+Si C堆积层。
(3)C/C-Hf C复合材料 由C、Hf C、Zr C和Si C相组成。
导弹头锥烧蚀数值模拟 篇8
流场和热环境的研究是导弹头锥烧蚀和温度场计算的基础, 国内外许多研究人员求解了抛物化的N-S方程。在结构烧蚀方面, 比较普通地采用气动化学烧蚀模型。王中原先生通过应用小扰动理论研究了弹翼间的气动干扰, 采用轴对称比拟的方法考虑了有攻角 (非对称) 情况, 引入热化学反应, 建立了高温下的烧蚀准则[1]。陈林泉先生以热化学烧蚀二方程模型为基础, 用烧蚀与传热耦合计算的方法, 研究了梯度功能材料的烧蚀及热防护机理[2]。本文在“飞机结构三维温度场分析”程序[3]中增加了烧蚀功能程序, 进行了导弹头锥温度场/烧蚀耦合计算。
对于高速飞行的导弹, 工程上常用热壁热流来描述空气动力加热量, 热壁热流是壁焓的函数, 壁焓又是壁面温度和压力的函数, 热壁热流和温度很难建立起显式的代数关系, 因此空气动力加热和结构温度场分析是相互影响的, 在理论上是一个流固耦合问题, 不能将两者割裂开来讨论。头锥一般都采用碳-碳材料, 这种材料的物性随温度变化是一个瞬态导热过程, 加之烧蚀产生的热效应和物面边界的移动, 使得问题更为复杂。因此, 对导弹头锥应该进行烧蚀和瞬态温度场的耦合计算。
飞行器结构大量使用杆、梁、肋、蒙皮等组合结构, 各结构件之间多采用铆接、螺接、胶接等连接型式。由于在连接面上存在不完全接触, 因此严格来讲接触面上的传热是一个传导、对流、辐射并存的导热方式, 接触面两端对应点上的温度可能截然不同, 这是由于不同结构件的接触“热阻”造成的。因此, 在接触面上连续体温度场控制方程不适用。若不考虑这种接触“热阻”的影响, 用普通的连续体温度场分析方法进行飞机结构温度场分析, 将会造成重大的误差, 随之带来的是在进一步进行热应力分析时, 将无法计及由于接触面两端的温差而产生的面内应力。“飞机结构三维温度场分析”程序在大量热阻试验的基础上建立了热阻参数库[4], 从而可以较准确地计算出飞行器的内部温度。
1气动加热简述
当飞行器高速穿越大气层时, 由于气体的黏性作用, 靠近弹体表面的一薄层气流速度减小, 在弹体表面为零。这一薄层称为动力附面层, 简称附面层。在附面层中, 气体动能变为热能, 气体温度上升, 一部分热量传给飞行器壳体, 形成了气动加热。
1.1气动加热工程算法
根据沿气流方向的坐标X计算雷诺数:
当Rex≤2×106为层流工况;当Rex>2×106为湍流工况。
式 (1) 中:
ρH为大气密度;VH为气流速度;Prw为普朗特数;μH为大气密度;aH为音速。
层流工况下热流计算公式为:
式 (2) 中:μ*、ρ*是T*下的干空气物理参数。T*由下式确定:
湍流工况下热流计算公式为:
1.2烧蚀工程算法
烧蚀式防热是依靠防热材料的质量损失来消耗吸收气动加热以达到防热目的, 烧蚀计算方法都是针对具体的材料而建立的。本文采用文献[5]给出的方法进行烧蚀量的计算。
式中Tw为壁面温度;m﹒c为质量损失率。
2烧蚀外形计算和有限元模型建立
烧蚀量简化为物面径向缩聚量, 在建立模型时, 根据烧蚀量的最大可解性, 找寻头锥体内一不动点 (即不可能烧蚀到的点) 作为头锥建模的球心, 在球心向物面作射线与物面相交, 从不动点到头锥顶端的线段8等份, 以等分点到不动点之距为半径画弧与各射线成交点, 从而形成平面域网格 (图1) , 平面网格经过360°旋转则成体元网格。
物面点的烧蚀都沿径向缩聚, 我们的坐标变换方法是:把垂直物面的烧蚀边界的移动速度Vi转换到有限元计算的“球缺”物面点上, 若从t0到t (时间变化为Δt) 时, 其烧蚀量为ΔS, 则原OA长度缩减为OA′长度 (图2) , 原网格节点坐标在下一步计算时则以OA′长度重新等距计算形成, 进而重新形成总刚。
3 耦合计算实施
把烧蚀率计算程序嵌入飞机结构三维温度场分析程序之中, 首先进行气动/温度场耦合计算, 所得温度作为已知量计算当前的烧蚀量, 如果计算的烧蚀量大于0, 则根据烧蚀量计算当前的节点坐标, 在下一步温度迭代计算重新形成刚度矩阵之前读取新的节点坐标, 从而达到变边界的目的。二者如此交替迭代, 实现了直接耦合计算。
4 结论
数值计算结果表明, 弹箭的飞行速度、飞行时间、弹箭外形结构、弹体材料、飞行大气条件等均对烧蚀过程有影响, 这些影响参数的不同组合均会引起不同的烧蚀现象。
图3给出了不动点到头锥顶端点共9个节点的时历程曲线, 从图中可以看出, 温度场面向头锥内部逐渐降低。随着来流速度的增加, 经过相同的飞行时间, 锥部的烧蚀后退深度逐渐增加, 在来流速度较小时, 烧蚀后退深度亦较小, 烧蚀现象不明显, 而来流速度较大时, 则发生明显的烧蚀。这是因为随着来流速度的增大, 弹体表面与空气的摩擦加剧, 产生的热量增加;另一方面, 由于摩擦产生的热量增加, 使得弹体表面的温度升高, 导致化学反应的速率增大, 产生大量的化学热。
图4给出了导弹物面点的时间历程曲线, 温度是由头锥顶端点向后逐渐降低。
图5给出了头锥在某时刻的温度云图, 图6给出了头锥剖面下的烧蚀量, 头锥烧蚀后退深度与时间均近似呈线性关系增加。
摘要：针对高速飞行导弹建立了气动加热及烧蚀的数学计算模型, 应用“飞机结构三维温度场分析”程序, 根据物体面表面径烧蚀量移动边界, 通过“热阻”处理不同结构件的接触问题, 成功地进行了烧蚀和温度场的直接耦合求解。计算结果表明了导弹头锥的烧蚀和温度分布规律。
关键词：温度场,有限元,接触热阻,烧蚀,耦合计算
参考文献
[1]王中原, 史金光.超高速飞行弹箭气动烧蚀数值模拟研究.南京理工大学学报 (自然科学版) , 2003;27 (5) :595—602
[2]陈林泉, 张雁, 王书贤, 等.梯度功能材料的传热与烧蚀计算.科学技术与工程, 2004;4 (8) :663—677
[3]杨志斌, 成竹, 任青梅, 等.飞机结构三维温度场分析程序.计算力学学报, 2004, 21 (4) :498—501
[4]任青梅.航空结构热传导特性参数库.中国飞机强度研究所报告, 623S-9505-13.1995
柴油机活塞烧蚀失效分析 篇9
柴油机作为一种动力强劲、燃油经济性优良的动力装置, 被广泛应用在汽车、工程机械等领域。作为其心脏部件的活塞, 由于它在气缸内以高速做往复运动, 且又承受高温、高机械负荷的条件下进行工作, 其环境相对比较复杂, 一旦失效, 可能会引起气缸套和活塞环的开裂破碎, 从而造成柴油机在工作过程中出现重大故障。
活塞烧蚀是柴油机活塞损坏较多的形式之一, 其大多发生在活塞顶部和一、二环槽处, 一般表现为活塞顶部的熔化和穿孔。活塞的烧蚀将导致柴油机工作异常, 使大量高温燃气进入机体的曲轴箱, 加速润滑油的裂化变质, 降低柴油机的动力性和经济性。
1 故障现象
我公司某型号的4缸柴油机在热冲击试验运行至120小时左右时出现功率突降, 曲轴箱窜气量突增的异常现象。拆机检查发现活塞头部延伸到销座处出现开裂穿孔, 裙部也出现了拉缸痕迹 ( 见图1) 。
2 失效原因分析
2. 1 综述
引起活塞烧蚀有多方面的原因, 既有活塞本身的设计和质量问题, 也有发动机自身的机械负荷过高和冷却方面的问题。为保证新品开发的顺利进行, 有必要找出活塞烧蚀失效的原因, 从而采取相应的预防措施。失效件原因分析按图2所列故障树进行。
2. 2 活塞烧蚀原因分析
按照图2所列对相关零部件: 活塞冷却喷嘴、活塞环、喷油器和喷油泵进行测量或试验分析, 其结果如下:
a) 活塞冷却喷嘴经流量、扩散率等相关性能试验和零部件的质量检测, 证实其空间尺寸、流量、开启和关闭压力点满足设计要求;
b) 活塞环外圆面磨损未见异常, 其磨损值在允许的公差范围内;
c) 喷油器雾化良好, 未见滴油现象。经试验测试, 气缸内最大爆压为124bar, 小于140bar的设计值。
从以上的分析结果来看, 相关零部件活塞冷却喷嘴、活塞环和喷油器未见异常, 非失效源头, 因而分析的重点应从活塞自身出发, 对材料、强度及所承受热负荷方面着手分析。
2. 2. 1 活塞理化检验与断口分析
a) 理化检验
我公司质量部从仓库随机抽取与失效件同一批次的活塞进行金相、化学成分等方面的理化检验分析。从检验结果来看, 活塞材料的化学成分和金相满足产品设计要求。
b) 断口分析
从断面看, 疲劳源在燃烧室底部击穿部位。由于疲劳源在燃烧室, 已被破坏, 无需作进一步的扫描电镜分析。
2. 2. 2 活塞温度场测量
在工作过程中, 活塞由于承受燃烧产生的高温、高压气体使顶部乃至整个活塞温度很高, 且温度分布很不均匀, 因而易导致活塞产生热应力和热变形。而随着内燃机在强化程度和热负荷水平上的大幅度提高, 使活塞的热负荷问题更加突出。为进一步评估项目机型活塞选用材料是否合理, 有必要对典型工况下的活塞温度场进行试验测量。试验时活塞测温点布置如图6所示, 所有测量点处装配硬度一致的温度塞。
进行活塞表面温度场试验时, 试验样机的2缸和3缸装配测温活塞。试验步骤如下:
a) 试验前需对主要零部件进行充分磨合, 柴油机低怠速运行5min, 检查发动机运行情况和三漏;
b) 进行柴油机外特性试验, 确定最高排温点转速为2000r/min;
c) 活塞测温试验按照试验循环工况表进行, 见表1。
按照表1试验循环进行活塞表面温度场试验, 测试结果如图7所示。
由图7试验结果来看, 活塞表面的最高温度达306℃ , 最低温度为196℃ , 因而本机型选用的活塞材料可满足使用要求。
2. 2. 3 活塞销座比压的核算
由于本柴油机的失效发生在活塞销座上方, 结合类似产品的失效经验, 对活塞销座比压进行核算。具体的计算按式 ( 1) 进行。
式中:
F: 最大爆压作用在燃烧室顶面的力
根据试验测得的爆压值计算, F = 9907kg
Pg: 活塞往复惯性力 ( 方向向上为负) , 根据经验此处取值为0. 1F
L: 活塞销孔工作长度, 根据产品图样取值为4. 35cm
d: 活塞销直径, 根据产品图样取值为3cm
由式 ( 1) 计算得q = 683kg /cm2
根据所选材料允许的销座比压为:
由此可以看出, 销座比压超过材料许用值。
根据上文对失效件理化检验、表面温度场试验及销座比压的计算, 可推得失效产生原因为:
a) 失效发生在热冲击试验过程中, 此时活塞承受的热负荷较高、致使活塞头部燃烧室喉口部位出现较大的热应力;
b) 过大的销座比压在较高的交变负荷作用下, 极易导致活塞销孔上方过度疲劳形成疲劳裂纹。
上述机械负荷与热负荷的共同作用, 造成活塞开裂失效, 高温燃气沿裂纹冲蚀, 造成燃烧室与活塞环岸贯穿。
3 改进措施
为提高项目产品的可靠性, 预防类似失效的发生, 提出以下改进措施:
a) 提高活塞材料的耐高温性能;
b) 降低销座比压, 调整活塞销孔和内腔。
活塞销孔直径名义尺寸由30mm更改为32mm;活塞销孔内腔改为锥形结构。
参考文献
[1]周龙保.内燃机学.北京, 机械工业出版社, 1999.44~81
[2]孙智, 江利, 应鹏展.失效分析北京, 机械工业出版社, 2009.9