Wybrane właściwości cieplne kompozytów C/Si-C-O i C/SiC otrzymanych z prekursorów polimerowych

• Autorzy: Gumuła T. , Błażewicz S.

Warianty tytułu

EN

Selected thermal properties of C/Si-C-O and C/SiC composites obtained from polymeric precursors

• Języki publikacji: PL

Abstrakty

PL

Celem pracy było zbadanie przewodnictwa cieplnego oraz odporności na utlenianie nowych materiałów kompozytowych o osnowie ceramicznej, powstałej w wyniku pirolitycznej konwersji polimeru krzemoorganicznego. Elementem wzmacniającym kompozytów były włókna węglowe. W doświadczeniach, jako substraty osnowy ceramicznej, wykorzystano cztery rodzaje dostępnych na rynku tanich żywic polisiloksanowych. Podstawowa charakterystyka żywic została przedstawiona w tabeli 1. Kompozyty o jednokierunkowym ułożeniu włókien (ID) otrzymywano metodą ciekłej impregnacji. Następnie kompozyty obrabiano cieplnie w atmosferze ochronnej argonu do 1000°C w celu otrzymania kompozytów C/Si-C-O (włókno węglowe/oksywęglik krzemu) i do 1700°C w celu otrzymania kompozytów C/SiC (włókno węglowe/węglik krzemu). Charakterystykę otrzymanych kompozytów przedstawiono w tabeli 2. Współczynnik przewodnictwa cieplnego kompozytów wyznaczany był przy wykorzystaniu metody porównywania przepływu ciepła przez próbkę wzorcową i badaną. Schemat urządzenia przeznaczonego do pomiaru przewodnictwa cieplnego przedstawiono na rysunku 1. Odporność na utlenianie określano na podstawie pomiaru strat masy próbek utlenianych w atmosferze powietrza w temperaturze 600°C w czasie 2 godzin. Badania mikrostruktury przeprowadzono za pomocą skaningowego mikroskopu elektronowego JEOL 5400 (SEM), współpracującego z mikroanalizatorem dyspersji energii promieniowania rentgenowskiego LINK AN 10000 (EDS). Rysunek 2 uwidacznia wpływ ciśnienia sieciowania na przewodnictwo cieplne badanych kompozytów. Kompozyty C/Si-C-O sieciowane przy wyższym ciśnieniu mają wyższe wartości przewodnictwa cieplnego w porównaniu do kompozytów C/Si-C-O sieciowanych przy ciśnieniu o niższej wartości - im wyższe ciśnienie sieciowania, tym lepszy kontakt pomiędzy włóknami i osnową, i w konsekwencji - wyższe wartości przewodnictwa cieplnego. Identyczna zależność występuje w przypadku kompozytów C/SiC (rys. 2). Kompozyty C/Si-C-O sieciowane przy takim samym ciśnieniu jak kompozyty C/SiC mają wyższe przewodnictwo cieplne (rys. 2). Wpływ porowatości na przewodnictwo cieplne kompozytów C/Si-C-O przedstawia rysunek 3. Rysunek ten potwierdza fakt, że przewodnictwo cieplne kompozytów spada ze wzrostem porowatości. Z uwagi na wielkość przewodnictwa cieplnego, mierzoną w kierunku równoległym do kierunku ułożenia włókien, zbadane kompozyty C/Si-C-O i C/SiC można uznać za materiały o średnich właściwościach izolacyjnych. Kompozyty C/Si-C-O charakteryzują się dość niską odpornością na utlenianie (rys. 4). Duże straty masy występujące podczas utleniania próbek kompozytów C/Si-C-O wynikają z utleniania się węgla z włókien węglowych oraz wolnego węgla zawartego w osnowach kompozytowych. Kompozyty C/SiC mają wyraźnie wyższą odporność na utlenianie w porównaniu do kompozytów C/Si-C-O (rys. 4). Przyczyną polepszenia odporności na utlenianie kompozytów C/SiC jest obecność na granicy faz włókno-osnowa warstwy ochronnej z węglika krzemu (rys. 5), powstałej w trakcie obróbki termicznej kompozytu. Mimo stosunkowo wysokiej porowatości kompozytów C/SiC (do 39% - tab. 2), dzięki obecności na powierzchni włókien węglowych warstwy ochronnej z węglika krzemu, kompozyty te zachowują znaczącą odporność na utlenienie. Warstwa ochronna z węglika krzemu powstaje podczas procesu rozkładu termicznego osnowy z oksyweglika krzemu, zachodzącego w temperaturze powyżej 1000°C głównie poprzez fazę gazową. Dowodem na to, że proces rozkładu zachodzi głównie poprzez fazę gazową, jest krystalizacja węglika krzemu w formie nanowłókien w porach kompozytów (rys. 5).

EN

The aim of this work was to investigate thermal conductivity and oxidation resistance of new ceramic matrix composites obtained by pyrolytic conversion of organosilicon polymer. Carbon fibres were used as reinforcement. As ceramic matrix substrates four types of cheap commercially available polysiloxane resins were used. The basic characteristic of the polysiloxane polymer precursors is presented in Table 1. Unidirectional reinforced composites (ID) were manufactured by liquid impregnation method. The composites were heat treated ill an inert argon atmosphere up to 1000°C in order to obtain C/Si-C-O composites (carbon fibre/silicon oxycarbide) and up to 1700°C in order to obtain C/SiC composites (carbon fibre/silicon carbide). The characteristic of such obtained ceramic composites is shown in Table 2. Thermal conductivity of the composites were determined by comparison of heat flow by standard and investigated samples. The scheme of thermal conductivity testing set up is shown in Figure 1. Oxidation resistance was examined by mass losses of samples heated in air atmosphere at 600°C for 2 h. Microstructure of the composites was observed by scanning electron microscope JEOL 5400 (SEM) with EDS accessory (LINK AN 10000 microanalyzer). Figure 2 reveals the effect of curing pressure on thermal conductivity of investigated composites. The C/Si-C-O composites cured under higher pressure have higher values of thermal conductivity in comparison with C/Si-C-O composites cured under lower pressure - the highest curing pressure the better contact between fibres and matrix, and, as a consequence, higher thermal conductivity values. Similar dependence is observed for C/SiC composites (Fig. 2). C/Si-C-O composites cured under the same pressure as C/SiC composites demonstrate higher thermal conductivity (Fig. 2). The effect of porosity on thermal conductivity of various C/Si-C-O can be seen in Figure 3. This Figure confirms that thermal conductivity of composites decreases with increasing of porosity. From the point of view of thermal conductivity values, measured according to fibres axes, the C/Si-C-O and C/SiC composite samples demonstrate medium thermal properties as insulating materials. C/Si-C-O composites represent relatively low oxidation resistance (Fig. 4). High mass losses occurring during oxidation test of C/Si-C-O composites results from oxidation of carbon from carbon fibres and free carbon phase from composite matrices. C/SiC composites show distinctly higher oxidation resistance in comparison with C/Si-C-O composites (Fig. 4). The reason of higher oxidation resistance of C/SiC composites is the presence of silicon carbide protective layer on carbon fibres surface (Fig. 5), forming during heat treatment of composites. In spite of high porosity of C/SiC composites (up to 39% - Table 2), due to the presence of silicon carbide protective layer on carbon fibres, such composites exhibit relatively high oxidation resistance. Silicon carbide layer is formed during thermal decomposition of silicon oxycarbide matrix, occurring above 1000°C mainly by gas phase. An evidence, that the decomposition process occurs mainly by gas phase is crystallisation of silicon carbide in the form of nanofilaments (Fig. 5) in composite pores.

Słowa kluczowe

PL

kompozyt ceramiczny; włókno węglowe; oksywęglik krzemu; węglik krzemu; właściwości cieplne; odporność na utlenianie

EN

ceramic matrix composites; carbon fibres; silicon oxycarbide; silicon carbide; thermal properties; oxidation resistance

• Wydawca: Wydawnictwo Politechniki Częstochowskiej
• Czasopismo: Kompozyty
• Rocznik: 2006
• Tom: R. 6, nr 1
• Strony: 68--73
• Opis fizyczny: Bibliogr. 25 poz., rys., tab.

Twórcy

autor

Gumuła T.

autor

Błażewicz S.

• Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Inżynierii Materiałowej i Ceramiki, al. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków,

Bibliografia

• [1] Chung D.D.L., Carbon fiber composites, Butterworth-Heinemann 1994.
• [2] Dane katalogowe firmy Porsche.
• [3] Dane katalogowe firmy SGL Carbon.
• [4] Dane katalogowe firmy HITCO Carbon Composites, Inc.
• [5] Dane katalogowe firmy BDM/IABG and Dornier Satellite Systems (DSS).
• [6] Gay D., Hoa S., Tsai S., Composite materials - design and application, CRC Press LLC 2003.
• [7] Hillig W.B., Making ceramic composites by melt infiltration, Am. Ceram. Soc. Bull. 1994, 73, 56-62.
• [8] Gern F.H., Kochendorfer R., Liquid silicon infiltration: description of infiltration dynamics and silicon carbide formation, Composites Part A 1997, 28 A, 355-364.
• [9] Xu Y., Zhang L., Cheng L., Yan D., Microstructure and mechanical properties of three-dimensional carbon/silicon carbide composites fabricated by chemical vapor infiltration, Carbon 1998, 36, 1051-1056.
• [10] Naslain R.R., Pailler R., Bourrat X., Bertrand S., Heurtevent F., Dupel P., Lamouroux F., Synthesis of highly tailored ceramic matrix composites by pressure-pulsed CVI, Solid State Ionics 2001, 141-142, 541-548.
• [11] Papakonstantinou C.G., Balaguru P., Lyon R.E., Comparative study of high temperature composites, Composites: Part 82001,32,637-649.
• [12] Rak Z.S., A process for Cf /SiC composites using liquid polymer infiltration, Ultrahigh-Temperature Ceramics, J. Am. Ceram. Soc. 2001, 84, 2235-2239.
• [13] Zhou X., Zhang C, Ma J., Zhou A., Fabrication of Cf/SiC ceramic matrix composites by polymer precursor pyrolysis, Key Eng. Mater. 1999, 164-165, 43-48.
• [14] Yajima S., Continuous SiC fibers on high tensile strength, Chem. Lett. 1975, 9, 931-934.
• [15] Interrante L.V., Hampden-Smith M.J., Chemistry of Advanced Materials, Wiley-VCH 1998.
• [16] Greil P., Near Net Shape Manufacturing of Polymer Derived Ceramics, J. Europ. Ceram. Soci. 1998, 18, 1905-1914.
• [17] Gumuła T., Paluszkiewicz C., Blazewicz M., Structural characterization of polysiloxane - derived phases produced during heat treatment, J. Molecul. Struct. 2004, 704, 259-262.
• [18] Brus I, Kolar P., Machovic V., Svitilova J., Structure of silicon oxycarbide glasses derived from poly(methyl-siloxane) and poly[methyl(phenyl)siloxane] precursors, J. Non-Crystal. Sol. 2001, 289, 62-74.
• [19] Gumuła T., Blazewicz S., Preparation and properties of polysiloxane-based composite reinforced with carbon fibers, Karbo 2004, 3, 117-121.
• [20] Gumuła T., Badania nad wykorzystaniem polimerów polisiloksanowych do wytwarzania kompozytów ceramicznych o zbrojeniu włóknistym, Praca doktorska, Akademia Górniczo-Hutnicza, Kraków 2005.
• [21] Jones R., Szweda A., Petrak D., Polymer derived ceramic matrix composites, Composites Part A 1999, 30, 569-575.
• [22] Zheng G., Sano H., Suzuki K., Kobayashi K., Uchiyama Y., Cheng H.M., A TEM study of microstructure of carbon fiber/polycarbosilane-derived SiC composites, Carbon 1999, 37, 2057-2062.
• [23] Yoshida K., Imai M., Yano T., Improvement of the mechanical properties of hot-pressed silicon-carbide-fiber-reinforced silicon carbide composites by polycarbosilane inpregnation, Comp. Sci. Technol. 2001, 61, 1323-1329.
• [24] Standard test method for thermal conductivity of solid by means of guarded comparative-longitudinal heat flow technique, ASTM E-1225-87.
• [25] Park J.K., Kang J.T., Thermal and ablative properties of low temperature carbon fiber-phenol formaldehyde resin composites, Carbon 2002, 40, 2125-2134.