朱世步，孟祥利，張強(qiáng)，朱陽，楊星，閆聯(lián)生，張曉虎

（西安航天復(fù)合材料研究所，西安 710025）

隨著飛行器飛行速度的提高，飛行器超燃沖壓發(fā)動(dòng)機(jī)、表面熱結(jié)構(gòu)材料部件（如鼻錐、前緣）等，將承受超過2000 ℃的高溫[1-2]，對(duì)高溫?zé)峤Y(jié)構(gòu)材料的性能提出了更高的要求。雖然C/C 復(fù)合材料具有低密度、低熱膨脹系數(shù)、高比強(qiáng)、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、良好的抗熱震和抗燒蝕性能等優(yōu)勢(shì)，但是其較差的抗氧化性能限制了它們?cè)诟邷匮趸h(huán)境中的應(yīng)用。C/SiC 復(fù)合材料在1600 ℃以下具有優(yōu)異的抗氧化性能，但當(dāng)溫度高于2000 ℃時(shí)，SiC 的氧化形式將從被動(dòng)氧化轉(zhuǎn)變?yōu)橹鲃?dòng)氧化，SiC 通過與氧氣直接反應(yīng)，生成氣態(tài)SiO，氣體的揮發(fā)顯著降低了材料的抗氧化性能，難以適應(yīng)2000 ℃以上環(huán)境的服役需求[3-4]。因此，研究抗熱沖擊、抗氧化燒蝕的新型耐高溫復(fù)合材料具有重要的應(yīng)用價(jià)值。

研究表明，在C/C 復(fù)合材料內(nèi)引入超高溫陶瓷基體能夠有效改善復(fù)合材料的整體抗氧化性能[5-9]。碳化鋯（ZrC）作為典型的超高溫陶瓷，其熔點(diǎn)高達(dá)3540 ℃，同時(shí)具有高硬度（5.5 GPa）、較低的密度（6.56 g/cm3）和低熱膨脹系數(shù)、優(yōu)異的熱傳導(dǎo)和電傳導(dǎo)性能等優(yōu)勢(shì)。此外其氧化生成的ZrO2也同樣具有高熔點(diǎn)和低密度的特性，因此，ZrC 陶瓷在航空航天等高溫領(lǐng)域顯示出很大的應(yīng)用潛力[10-12]。然而，在相對(duì)較低的溫度下，ZrC 陶瓷的抗氧化性能較差，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料能夠有效克服ZrC 低溫抗氧化性差的不足，受到廣泛關(guān)注。當(dāng)前，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的制備方法主要包括先驅(qū)體浸漬裂解法（PIP）[13-16]、反應(yīng)熔滲法（RMI）[17-18]、漿料浸漬法（SI）[19]等。在這些工藝方法中，PIP 法可通過對(duì)陶瓷先驅(qū)體分子鏈結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，進(jìn)而達(dá)到對(duì)最終熱解產(chǎn)物的結(jié)構(gòu)、組成和性能調(diào)控的目的。同時(shí)，PIP 工藝還具有低溫成形對(duì)纖維損傷小，可以制備形狀復(fù)雜的異形件等優(yōu)點(diǎn)，因此受到研究者的廣泛關(guān)注，并得到了相應(yīng)的實(shí)際應(yīng)用。

采用碳化鋯先驅(qū)體，通過PIP 工藝在C/C-SiC 復(fù)合材料引入ZrC 陶瓷，能夠使ZrC 陶瓷相在復(fù)合材料基體內(nèi)相對(duì)均勻分布，得到綜合性能優(yōu)異的復(fù)合材料。如Li 等[20-21]采用中科院過程工程研究所制備的碳化鋯先驅(qū)體混合聚碳硅烷先驅(qū)體制備了C/ZrC-SiC復(fù)合材料，結(jié)果表明，復(fù)合材料具有良好的力學(xué)和燒蝕性能。雖然通過交替使用碳化鋯、碳化硅先驅(qū)體或者將二者混合浸漬-裂解能夠得到C/ZrC-SiC 復(fù)合材料，但是過程較為繁瑣，原材料浪費(fèi)較為嚴(yán)重。因此，研究 ZrC-SiC 復(fù)相陶瓷先驅(qū)體用于 PIP 工藝制備C/ZrC-SiC 復(fù)合材料具有重要的應(yīng)用價(jià)值。文中針對(duì)新型含鋯聚碳硅烷（Polyzirconocenecarbosilane，PZCS）的交聯(lián)固化、高溫裂解（1000 ℃和1500 ℃）過程等開展應(yīng)用研究，同時(shí)以此為基礎(chǔ)，采用PIP法制備了C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料，并考察了其抗燒蝕性能。

1 試驗(yàn)

1.1 原材料及實(shí)驗(yàn)過程

聚鋯碳硅烷（Polyzirconocenecarbosilane， PZCS）由中國科學(xué)院過程工程研究所提供。取一定量的PZCS 溶液，在一定溫度和氮?dú)鈿夥障鹿袒? h，得到固化后先驅(qū)體。取一定量的PZCS 先驅(qū)體放入石墨坩堝中，在保護(hù)氣氛下進(jìn)行熱處理分解，以一定的升溫速率分別升溫至1000 ℃和1500 ℃，并保溫2 h，得到裂解陶瓷粉末。C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的制備采用“CVI+PIP”相結(jié)合的工藝，首先以C3H6為碳源，N2氣為載氣，以初始密度為0.45 g/cm3的碳布網(wǎng)胎針刺預(yù)制體為增強(qiáng)體，通過化學(xué)氣相滲透工藝（Chemical Vapor Infiltration， CVI）在940 ℃條件下沉積熱解碳于針刺預(yù)制體內(nèi)，得到低密度C/C 復(fù)合材料坯體。再將溶解于二甲苯的PZCS 先驅(qū)體溶液作為浸漬劑，采用先驅(qū)體浸漬裂解工藝（Precursor Infiltration and Pyrolysis， PIP）將SiC-ZrC 陶瓷基體引入低密度C/C 坯體。經(jīng)過多次循環(huán)PIP 工藝，當(dāng)連續(xù)2 次致密質(zhì)量增量小于0.5%后，完成致密工藝，最后得到密度約為1.83 g/cm3的C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料。

1.2 性能測試

采用PerkinElimer 2000 型紅外分光光度計(jì)進(jìn)行紅外光譜分析 (FT-IR)，采用溴化鉀壓片，波數(shù)范圍為400～4000 cm-1。X-射線光電子能譜測試在Thermo K-Alpha 光電子能譜儀上完成。差熱分析（TG/DTA）采用TG209F3 型（NETZSCH，德國）TG 熱分析儀，N2氣保護(hù)，升溫速率為10 ℃/min，升溫區(qū)間為室溫至980 ℃。X-射線衍射分析在德國Bruker 公司生產(chǎn)的D8 Advance 型XRD 衍射儀上分析，掃描范圍為10°～80°。參照GJB 323A—96，通過氧乙炔燒蝕試驗(yàn)表征C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的高溫抗氧化燒蝕性能。其中，火焰熱流密度3200 kW/m2，氧氣和乙炔的流量分別為1.12、0.83 L/s ，氧氣及乙炔分壓為0.4、0.095 MPa，燒蝕時(shí)間為600 s。在德國Bruker 公司生產(chǎn)的D8 Advance 型XRD 衍射儀上進(jìn)行X-射線衍射分析，掃描范圍為10°～80°。采用JEOL JSM-64690LV（JEOL）型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察復(fù)合材料的微觀形貌，并用能譜（EDS）分析復(fù)合材料的元素組成。

2 結(jié)果及分析

2.1 PZCS 先驅(qū)體結(jié)構(gòu)及陶瓷化

首先通過對(duì)聚碳硅烷先驅(qū)體（PCS）和PZCS 先驅(qū)體進(jìn)行紅外光譜測試，對(duì)比分析了兩者的分子結(jié)構(gòu)，如圖1 所示。位于2950 cm-1和2890 cm-1的吸收峰為Si—CH3中C—H 的伸縮振動(dòng)峰；1400 cm-1和1250 cm-1的吸收峰分別為Si—CH3中C—H 的彎曲振動(dòng)和CH2的變形吸收峰；1360 cm-1和1020 cm-1的吸收峰分別歸屬于Si—CH2—Si 中C—H 的伸縮振動(dòng)和Si—CH2—Si 中CH2的擺動(dòng)，而2100 cm-1吸收峰則屬于Si—H 伸縮振動(dòng)，在PCS 和PZCS 圖譜中均出現(xiàn)上述歸屬于PCS 先驅(qū)體的特征吸收峰。PCS 的FTIR 圖譜中，A(Si—H)/A(Si—CH3)吸光度比值明顯高于PZCS 圖譜。說明在PZCS 合成反應(yīng)中，Si—H 鍵是主反應(yīng)基團(tuán)，反應(yīng)是以消耗Si—H 鍵進(jìn)行的，使得PZCS 中的Si—H 鍵含量明顯低于PCS。同時(shí)，在PZCS 圖譜中，出現(xiàn)了位于3106 cm-1和1438 cm-1的特征吸收峰，由于PZCS 的合成采用的是以二茂鋯為催化劑的插入聚合反應(yīng)，因此分析認(rèn)為此處吸收峰分別屬于茂基中C—H 和C—C 的伸縮振動(dòng)。表明在PCS分子鏈中成功引入了鋯元素，PZCS 先驅(qū)體包含Si的C 分子主鏈，同時(shí)含有Si—CH3、Si—CH2—Si、Si—H 和Cp 基團(tuán)。

圖1 PZCS 和PCS 先驅(qū)體FT-IR 圖譜

為了進(jìn)一步分析PZCS 先驅(qū)體中各元素的結(jié)合狀態(tài)，對(duì)PZCS 先驅(qū)體進(jìn)行了X-射線光電子能譜分析（XPS）。由XPS 全譜分析（見圖2）可知，PZCS先驅(qū)體除了具有O1s（532.3 eV）、C1s （284.8 eV）、Si2s（153 eV）和Si2p（101.9 eV）結(jié)合能峰外，還具有Zr 3d 軌道結(jié)合能峰，說明PZCS 中含有C、H、O、Si、Zr 等元素。對(duì)Zr 3d 軌道結(jié)合能峰進(jìn)行高分辨譜圖分析可以發(fā)現(xiàn)，其結(jié)合能峰型不是對(duì)稱結(jié)構(gòu)，說明其是多種化學(xué)鍵的耦合。進(jìn)一步對(duì)其進(jìn)行高斯擬合分析可以得知，Zr 3d 軌道結(jié)合能峰包含Zr—O—C（184.9 eV）、Zr—O（182.7 eV）和 Zr—C（181.5 eV）化學(xué)鍵，說明Zr 元素成功引入PZCS 分子鏈中。結(jié)合FT-IR 的分析結(jié)果可以得知，PZCS 先驅(qū)體包含Si—C 分子主鏈，同時(shí)含有Si—CH3，Si—CH2—Si，Si—H、Zr—O—C， Zr—O、Zr—C 以及Cp 基團(tuán)。

為了更接近實(shí)際浸漬-固化-裂解的工藝過程，首先，將PZCS 先驅(qū)體在設(shè)定的程序下進(jìn)行升溫，并在300 ℃高溫固化一定時(shí)間，得到固化后的PZCS 先驅(qū)體。對(duì)比分析了固化前后PZCS 先驅(qū)體的FITR 圖譜，如圖3a 所示。經(jīng)交聯(lián)固化后，固化產(chǎn)物中Si—H 鍵（位于2100 cm-1的伸縮振動(dòng)峰）的強(qiáng)度明顯降低，固化產(chǎn)物中的Si—H 伸縮吸收峰（2100 cm-1）與Si—CH3振動(dòng)吸收峰（1250 cm-1）的吸光度比由0.51下降至0.32。這是因?yàn)樵谙闰?qū)體固化階段發(fā)生Si—H鍵之間的偶合脫氫反應(yīng)（見式1），反應(yīng)形成Si—Si鍵橋聯(lián)結(jié)構(gòu)，先驅(qū)體形成三維空間網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，PZCS先驅(qū)體逐漸形成不溶的固體。同時(shí)由于Si—Si 鍵不穩(wěn)定，在后續(xù)進(jìn)一步升溫處理過程中會(huì)發(fā)生Kumada 重排反應(yīng)。

接著分析了經(jīng)過固化的PZCS 先驅(qū)體的TG 曲線，如圖3b 所示。固化前后PZCS 先驅(qū)體的熱分解曲線基本一致，固化后PZCS 先驅(qū)體在980 ℃的陶瓷產(chǎn)率為 71.24%，明顯高于未固化 PZCS 先驅(qū)體（53.2%）。結(jié)合固化質(zhì)量保留率（PZCS 先驅(qū)體的固化質(zhì)量保留率為93.16%），可計(jì)算出PZCS 先驅(qū)體的陶瓷產(chǎn)率為66.37%。固化后PZCS 先驅(qū)體由于已經(jīng)經(jīng)歷了聚合物的交聯(lián)和固化階段，其在室溫至300 ℃階段基本沒有質(zhì)量損失發(fā)生。隨著溫度的升高，PZCS先驅(qū)體經(jīng)歷側(cè)鏈有機(jī)官能團(tuán)的斷裂分解、有機(jī)物向無機(jī)物轉(zhuǎn)變等階段。800～980 ℃階段，PZCS 從有機(jī)物向無機(jī)物的轉(zhuǎn)變基本完成，產(chǎn)物為均一的無定形無機(jī)物，該階段先驅(qū)體的質(zhì)量損失較小，基本處于穩(wěn)定狀態(tài)。

圖3 PZCS 先驅(qū)體固化前后FT-IR 和TG 圖譜

為了分析PZCS 在不同溫度熱解產(chǎn)物的相結(jié)構(gòu)及組成，對(duì)熱解產(chǎn)物進(jìn)行了XRD 表征，結(jié)果如圖4 所示。由結(jié)果可知，譜線中33.2°、38.5°、55.6°、66.3°處的衍射峰分別歸屬于面心立方結(jié)構(gòu)ZrC 的(111)、(200)、(220)、(311)、(222)晶面（JCPDS no. 35-0784）[22]。1000 ℃條件熱解產(chǎn)物XRD 譜線沒有發(fā)現(xiàn)晶態(tài)SiC 結(jié)構(gòu)，其組成主要是ZrC 結(jié)構(gòu)和無定形SiC。同時(shí)，ZrC晶體衍射峰強(qiáng)度較低，半峰寬較大，表明產(chǎn)物ZrC 陶瓷結(jié)晶程度較低，ZrC 晶粒具有較小的尺寸。結(jié)合Scherrer 公式計(jì)算[23]，ZrC 晶粒尺寸大約為9.1 nm。隨著熱解溫度升高至1500 ℃，XRD 圖譜上發(fā)現(xiàn)新的衍射峰，分別為35.7°、60.2°、71.9°，歸屬于β-SiC結(jié)構(gòu)的(111)、(220)、(311)晶面[24]。結(jié)果表明，在1500 ℃下，無定形SiC 轉(zhuǎn)化為晶態(tài)SiC。歸屬于ZrC晶體的衍射峰強(qiáng)度增強(qiáng)，同時(shí)衍射峰變得更加尖銳，表明在此溫度下熱解，ZrC 的結(jié)晶程度升高，晶粒進(jìn)一步長大。由XRD 結(jié)果可知，新型PZCS 先驅(qū)體在合適的溫度下熱解能夠得到ZrC-SiC 復(fù)相陶瓷，同時(shí)結(jié)合EDS 元素分布譜圖（見圖5）分析發(fā)現(xiàn)，在1000 ℃和1500 ℃裂解得到的陶瓷粉末，其C、Si、Zr 元素呈現(xiàn)出均勻分布，Zr 元素均勻地分散在所得陶瓷粉末中。在此溫度下，裂解產(chǎn)物主要是均勻分布的ZrC 和SiC 陶瓷相，形成均勻的復(fù)相SiC-ZrC 陶瓷。不同的溫度裂解先驅(qū)體，在掃描電鏡及元素面掃描結(jié)果上沒有明顯的差別，得到的均是ZrC-SiC 復(fù)相陶瓷材料，其中 ZrC 陶瓷相在復(fù)相陶瓷中的占比約為9.5%～12.8%。由以上結(jié)果可見，PZCS 是制備ZrC-SiC陶瓷基復(fù)合材料的理想候選先驅(qū)體之一。

圖4 PZCS 在不同溫度熱解樣品的XRD 圖譜

2.2 C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料燒蝕性能

采用PIP 工藝制備得到的C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料，由宏觀照片可知（見圖6），試樣整體呈灰黑色，外觀質(zhì)地均一，表面較為平整，肉眼觀察無明顯裂紋，表面質(zhì)感較為脆硬，仔細(xì)觀察能見到纖維束。由C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料表面SEM 圖（見圖7a）可知，其表面具有少量裂紋，外表孔隙相對(duì)較少，形成較致密的陶瓷基體。通過氧乙炔焰燒蝕實(shí)驗(yàn)分析了C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的抗燒蝕性能，并與C/C-SiC復(fù)合材料在相同條件下的抗燒蝕性能進(jìn)行對(duì)比分析。燒蝕實(shí)驗(yàn)中，氧乙炔焰溫度約2700～2800 ℃。燒蝕過程中，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的表面溫度在很短時(shí)間內(nèi)達(dá)到平衡。燒蝕后表面覆蓋著一層不均勻的白色物質(zhì)（見圖6），在試樣中心處形成燒蝕坑，這是氧乙炔火焰直接燒蝕的位置，因此在整個(gè)試樣表面，中心處燒蝕最嚴(yán)重。燒蝕后表層形貌呈顆粒狀，但未發(fā)現(xiàn)纖維的裸露和破壞，說明基體氧化層對(duì)纖維起到了很好的保護(hù)作用。C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的線燒蝕率為 0.0067 mm/s，而相同條件下C/C-SiC 復(fù)合材料的線燒蝕率為 0.010 mm/s。燒蝕后的微觀形貌表明，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料表面形成了多孔狀物質(zhì)（見圖7b），沒有內(nèi)部纖維的裸露現(xiàn)象，也沒有明顯的脫落等。對(duì)比燒蝕前后復(fù)合材料的XRD 圖譜可以發(fā)現(xiàn)，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料燒蝕后主要出現(xiàn)了ZrO2的特征衍射峰（見圖8），表明表面覆蓋的白色物質(zhì)含有ZrO2。

圖5 不同溫度下PZCS 裂解SiC-ZrC 多相陶瓷元素分布及SEM 形貌

圖6 燒蝕前后C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的數(shù)碼照片

圖7 燒蝕前后C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的表面SEM 形貌

圖8 燒蝕前后C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的XRD 圖譜

燒蝕后，C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料中心區(qū)域形貌和元素面分布如圖9 所示。材料在燒蝕過程中，燒蝕中心區(qū)域面臨高速氣流的沖刷，從而使得材料表面的混合物覆蓋層形成不均勻的多孔結(jié)構(gòu)，部分覆蓋層被氣流沖刷而流失。從整體微觀結(jié)構(gòu)來看，并沒有發(fā)現(xiàn)裸露的纖維，形成的氧化物覆蓋層對(duì)纖維起到較好的保護(hù)作用，材料內(nèi)部基體沒有受到氧化作用。由元素面分布圖可知，復(fù)合材料燒蝕后，燒蝕區(qū)域表面主要存在C、Zr、Si 和O 元素。燒蝕中心區(qū)溫度高于2700 ℃， ZrC 氧化形成穩(wěn)定存在的ZrO2，而SiC 氧化物SiO2的沸點(diǎn)為2230 ℃，SiO2部分氣化被高溫氣流沖刷流失，留下多孔結(jié)構(gòu)的ZrO2形貌。ZrO2氧化層發(fā)揮著隔離氧化氣氛和熱擴(kuò)散的作用，阻止復(fù)合材料基體進(jìn)一步氧化燒蝕。

圖9 C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料燒蝕后中心區(qū)形貌及元素分布

C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料燒蝕過渡區(qū)形貌和元素面分布如圖10 所示。材料在燒蝕過程中，燒蝕過渡區(qū)域溫度低于中心區(qū)域，同時(shí)受到氣流沖刷也較弱，材料表面的氧化物較為緊密。觀察其元素面分布圖可以發(fā)現(xiàn)，材料在燒蝕后其表面主要為C、Zr、Si 和O 元素。燒蝕后，材料表面Si、O 兩種元素占絕大部分，C、Zr 含量極少。燒蝕過渡區(qū)溫度較低，SiO2熔融形成流動(dòng)玻璃態(tài)SiO2流動(dòng)相，可以彌補(bǔ)Zr 系陶瓷氧化物ZrO2熔融前固體顆粒之間的粘結(jié)力，提高ZrO2顆粒之間的作用力。SiO2與ZrO2形成的共熔體，在高溫高速氣流作用下，形成連續(xù)外部SiO2包裹ZrO2顆粒的熔融保護(hù)層，有效隔離氧化氣氛形成抗氧化層，阻止復(fù)合材料基體中的ZrC、SiC、C 等組元的進(jìn)一步氧化，因此元素掃描中沒有明顯的C 和Zr 元素。C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料的燒蝕包含高溫下復(fù)雜的熱- 物理、熱-化學(xué)及機(jī)械剝蝕耦合過程。在燒蝕過程中可能發(fā)生以下主要化學(xué)反應(yīng)[25-27]：

圖10 C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料燒蝕后過渡區(qū)形貌及元素分布

當(dāng)燒蝕發(fā)生時(shí)，復(fù)合材料表面溫度短時(shí)間內(nèi)急劇升高，氧化性氣氛與表面SiC、ZrC 陶瓷基體發(fā)生反應(yīng)產(chǎn)生ZrO2和SiO2。在溫度相對(duì)較低區(qū)域，熔融態(tài)的SiO2形成連續(xù)致密的涂層，能夠發(fā)揮隔離氧化性氣氛的作用，阻礙熱氣流進(jìn)一步侵蝕內(nèi)部纖維[28]。此外，在高溫下SiO2和ZrO2能夠相互燒結(jié)在一起形成致密層，形成有效的隔熱層，阻止熱傳導(dǎo)及火焰超高溫?zé)釟饬飨騼?nèi)擴(kuò)散。根據(jù)上述反應(yīng)，SiO2沸點(diǎn)約為2230 ℃，當(dāng)燒蝕中心區(qū)復(fù)合材料表面溫度進(jìn)一步升高，部分液態(tài)SiO2在高溫下可能發(fā)生氣化消耗，SiO2將失去其抗氧化保護(hù)涂層作用，具有低蒸汽壓和高黏度的ZrO2層在超過2000 ℃環(huán)境下仍然具有很好的穩(wěn)定性，主要靠ZrO2氧化層發(fā)揮隔離氧化性氣氛和熱擴(kuò)散的作用。因此燒蝕中心區(qū)冷卻后，ZrO2主要為多孔狀結(jié)構(gòu)，SiO2和SiC 主要分布在靠近碳基體層。這種SiC-ZrC 復(fù)相陶瓷氧化形成的梯度SiO2-ZrO2-SiC混合陶瓷層能夠有效提高材料的抗燒蝕性能[29]。

3 結(jié)論

鋯元素成功引入聚碳硅烷分子鏈，得到新型含鋯聚碳硅烷。PZCS 先驅(qū)體分子鏈包含Si—CH3、Si—CH2—Si、Si—H 和Cp 等基團(tuán)。PZCS 先驅(qū)體在980 ℃的陶瓷產(chǎn)率為66.37%。在相對(duì)較低溫度（1000 ℃）熱解，得到非晶態(tài)SiC 和晶態(tài)ZrC 陶瓷粉末。當(dāng)熱解溫度提升至1500 ℃，得到結(jié)晶程度較好的SiC 和ZrC晶體。采用新型聚鋯碳硅烷（PZCS）先驅(qū)體經(jīng)PIP工藝能夠獲得C/C-SiC-ZrC 復(fù)合材料。所得復(fù)合材料具有良好的抗燒蝕性能，氧-乙炔火焰燒蝕600 s 的線燒蝕率為0.0067 mm/s。燒蝕過程中形成的熔融態(tài)的SiO2結(jié)合SiC、ZrO2形成連續(xù)致密的連續(xù)層，能夠有效阻止復(fù)合材料受到進(jìn)一步的燒蝕。