不同雙元陶瓷基體對(duì)改性C/C復(fù)合材料性能的影響①

楊 星，趙景鵬，2，崔 紅，閆聯(lián)生，孟祥利，2，張 強(qiáng)，2

(1.西安航天復(fù)合材料研究所，西安 710025；2.高性能碳纖維制造及應(yīng)用國(guó)家地方聯(lián)合工程研究中心，西安 710089)

不同雙元陶瓷基體對(duì)改性C/C復(fù)合材料性能的影響①

楊 星1，趙景鵬1，2，崔 紅1，閆聯(lián)生1，孟祥利1，2，張 強(qiáng)1，2

(1.西安航天復(fù)合材料研究所，西安 710025；2.高性能碳纖維制造及應(yīng)用國(guó)家地方聯(lián)合工程研究中心，西安 710089)

采用有機(jī)鋯聚合物樹脂，通過先驅(qū)體浸漬裂解法(PIP)向C/C-SiC復(fù)合材料中引入ZrC或ZrB2超高溫陶瓷相，研究了不同雙元陶瓷基體對(duì)改性C/C復(fù)合材料的力學(xué)性能和燒蝕性能的影響。結(jié)果表明，SiC-ZrC(ZrB2)復(fù)相陶瓷呈現(xiàn)均勻彌散分布。與C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料相比，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度、剪切強(qiáng)度和壓縮強(qiáng)度均有小幅提升，分別提高了30.7%、23.4%、32.4%、25%，韌性斷裂特征相對(duì)比較明顯。在2 100 K、600 s電弧風(fēng)洞試驗(yàn)條件下，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的質(zhì)量燒蝕率為1.67×10-6g / (cm2·s)，比C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)。C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料燒蝕性能提高的原因是600～1 100 ℃時(shí)，液態(tài)B2O3起到了良好的氧化保護(hù)作用；1 100～1 300 ℃時(shí)，硼硅酸鹽阻礙了材料的深層次氧化；1 300 ℃以上時(shí)，高粘度的ZrO2-SiO2玻璃態(tài)熔融層可有效阻止氧化性氣氛深入材料內(nèi)部，減緩材料的氧化燒蝕。

先驅(qū)體浸漬裂解法；雙元陶瓷基體；改性C/C復(fù)合材料；力學(xué)性能；燒蝕性能

0 引言

隨著宇航技術(shù)的飛速發(fā)展，一些高端太空飛行器的相關(guān)研究已經(jīng)提上日程，特別是在超聲速飛行器、再入大氣層飛行系統(tǒng)和火箭推進(jìn)系統(tǒng)等方面，對(duì)超高溫防熱材料的需求更加迫切，現(xiàn)有高溫?zé)岱雷o(hù)、熱結(jié)構(gòu)材料(包括C/C、C/SiC、C/C-SiC)在承受氣動(dòng)載荷、耐高溫抗氧化性、結(jié)構(gòu)可靠性、服役時(shí)間等方面都難以滿足要求。超高溫陶瓷材料(難熔金屬Zr、Hf和Ta的硼化物、碳化物)改性的碳基復(fù)合材料結(jié)合了C/C復(fù)合材料優(yōu)異的耐高溫、高強(qiáng)度、低膨脹、高抗熱震性能以及超高溫陶瓷材料罕見的高熔點(diǎn)、高抗氧化、高彈性模量特點(diǎn)，是未來超高溫領(lǐng)域最有前途的材料[1-3]。

國(guó)內(nèi)一些高校和研究所主要采用難熔金屬熔鹽浸漬法、陶瓷粉末滲透法、化學(xué)氣相沉積法等方法，開展了ZrC、ZrB2改性C/C或C/SiC復(fù)合材料研究，取得了初步進(jìn)展[4-7]，但仍存在一些問題，難熔金屬熔鹽浸漬法使金屬鹽的氧化物與熱解碳基體反應(yīng)生成碳化物陶瓷，缺點(diǎn)是反應(yīng)過程不充分，往往殘留金屬鹽的氧化物，造成碳化物陶瓷引入量有限；陶瓷粉末滲透法工藝簡(jiǎn)單，但陶瓷顆粒以較大尺度團(tuán)聚存在，分布不均勻，與SiC相的協(xié)同抗氧化耐燒蝕能力較弱；化學(xué)氣相沉積法對(duì)設(shè)備要求較高，投入較大，生長(zhǎng)過程中易發(fā)生偏離化學(xué)計(jì)量比的現(xiàn)象。

本文采用有機(jī)鋯聚合物樹脂，通過先驅(qū)體浸漬裂解法直接生成碳化物或硼化物陶瓷，向C/C-SiC復(fù)合材料中引入ZrC或ZrB2超高溫陶瓷相，研究了不同雙元陶瓷基體對(duì)改性C/C復(fù)合材料的力學(xué)性能和燒蝕性能的影響。這種方法的優(yōu)點(diǎn)是可操作性強(qiáng)，陶瓷組分含量可設(shè)計(jì)，且基體均勻性較高。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料制備

采用密度0.4 g/cm3的炭纖維復(fù)合網(wǎng)胎針刺預(yù)制體，以丙烯為碳源氣體，采用CVI工藝進(jìn)行熱解碳界面層沉積，致密度達(dá)到0.9 g/cm3，獲得低密度C/C復(fù)合材料。再采用聚碳硅烷(PCS)、聚碳鋯烷(PCZ)、聚硼鋯烷(PBZ)3種前驅(qū)體，通過反復(fù)浸漬裂解工藝，對(duì)低密度C/C復(fù)合材料進(jìn)行致密，分別制備出密度大于2.0 g/cm3的C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料和C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料，C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料中ZrC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為34.6%，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料中ZrB2的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為37.4%。

1.2 測(cè)試與分析

根據(jù)GB/T 24528—2009測(cè)試材料的體積密度，試樣數(shù)量5個(gè)。參照Q/Gb 233—2008對(duì)材料的面內(nèi)拉伸強(qiáng)度、面內(nèi)彎曲強(qiáng)度、層間剪切強(qiáng)度、層間壓縮強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，每組有效試樣數(shù)量不少于5個(gè)。

采用電弧風(fēng)洞試驗(yàn)考核材料平板的燒蝕性能，工作溫度2 100 K，工作時(shí)間600 s。采用D8 advance型X射線衍射儀和JEOL JSM-6460LV型掃描電鏡，分析材料燒蝕前后的物相組成及微觀形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 有機(jī)鋯聚合物XRD分析

圖1、圖2分別為聚碳鋯烷(PCZ)、聚硼鋯烷(PBZ)裂解后的XRD圖譜。圖1表明，聚碳鋯烷裂解后，出現(xiàn)了明顯的標(biāo)志ZrC的衍射特征峰，ZrC主要沿著(111)、(200)、(220)、(311)、(222)晶面生長(zhǎng)，且(111)晶面的生長(zhǎng)優(yōu)先于其他晶面。圖2表明，聚硼鋯烷裂解后的主要成分為ZrB2，其中(101)晶面的生長(zhǎng)速度最快，其次是(100)、(001)晶面。此外，(002)、(110)、(102)、(111)、(200)、(201)晶面的生長(zhǎng)取向均有所增加。所以，采用有機(jī)鋯聚合物樹脂，通過先驅(qū)體浸漬裂解法，可向C/C-SiC復(fù)合材料中引入ZrC或ZrB2超高溫陶瓷相，而且基本無其他殘留物，基體純度較高。

圖 1 聚碳鋯烷裂解后的XRD圖譜Fig.1 XRD spectrum of PCZ after pyrolysis

圖 2 聚硼鋯烷裂解后的XRD圖譜Fig.2 XRD spectrum of PBZ after pyrolysis

2.2 復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)

圖3比較了采用先驅(qū)體浸漬裂解法(圖3(a))、陶瓷粉末滲透法(圖3(b))制備的C/C-SiC-ZrC(ZrB2)復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)。圖3(a)中，灰色相為SiC，白色相為ZrC(ZrB2)，SiC-ZrC(ZrB2)復(fù)相陶瓷呈現(xiàn)均勻彌散分布，塊狀SiC基體之間的孔隙可被顆粒狀ZrC 或ZrB2基體填充，使復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)更加致密。而在圖3(b)中，ZrC(ZrB2)陶瓷顆粒以團(tuán)聚形式存在，非均勻分散。因此，與SiC相的協(xié)同抗氧化耐燒蝕能力較弱。可看出，相比陶瓷粉末滲透法，先驅(qū)體浸漬裂解法具有明顯優(yōu)勢(shì)，引入的超高溫陶瓷基體的分布均勻性較高，對(duì)于提高材料的抗氧化耐燒蝕性能具有一定的促進(jìn)作用。

(a)先驅(qū)體浸漬裂解法 (b)陶瓷粉末滲透法圖 3 兩種方法制備的C/C-SiC-ZrC(ZrB2) 復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)Fig.3 Microstructure for C/C-SiC-ZrC(ZrB2)composites by two kinds of methods

2.3 復(fù)合材料的力學(xué)性能

圖4比較了采用先驅(qū)體浸漬裂解法制備的C/C-SiC-ZrC、C/C-SiC-ZrB2兩種復(fù)合材料的力學(xué)性能。由圖4可看出，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度、剪切強(qiáng)度、壓縮強(qiáng)度均比C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料有小幅提升，分別提高了30.7%、23.4%、32.4%、25%。

圖 4 兩種復(fù)合材料的力學(xué)性能比較Fig.4 Comparison of mechanical properties for two kinds of composites

圖5為C/C-SiC-ZrC、C/C-SiC-ZrB2兩種復(fù)合材料的彎曲應(yīng)力-位移曲線。由圖5可看出，曲線1和曲線2可分為4個(gè)階段[8]：第1階段為線彈性階段，材料承受的應(yīng)力較小，不足以使原先存在的微裂紋擴(kuò)展，基體可有效承載；第2階段為屈服階段，材料承受的應(yīng)力超過了自身的屈服極限，萌生新的裂紋源，原先存在的微裂紋開始擴(kuò)展，材料的應(yīng)力-位移曲線偏離線性；第3階段，隨著位移的緩慢增加，原有裂紋越來越大，應(yīng)力集中在纖維周邊，纖維發(fā)生脫粘、斷裂、拔出等過程，消耗了大量能量，從而使材料承受的應(yīng)力緩慢降低，表現(xiàn)出一定的“假塑性”行為；第4階段為失穩(wěn)階段，應(yīng)力突然降低，這是由于裂紋持續(xù)擴(kuò)展，導(dǎo)致材料最終發(fā)生斷裂。曲線1和曲線2反映了C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料承受的最大應(yīng)力高于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料，與圖4中C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度明顯大于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料的結(jié)果一致。

圖 5 兩種復(fù)合材料的應(yīng)力-位移曲線Fig.5 Stress-displacement curves for two kinds of composites

圖6為C/C-SiC-ZrC、C/C-SiC-ZrB2兩種復(fù)合材料的彎曲斷口微觀形貌。由圖6可看出，兩種復(fù)合材料的斷口均有纖維或纖維束的拔出，呈現(xiàn)出不規(guī)則“臺(tái)階狀”形貌。相比于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的纖維拔出長(zhǎng)度較長(zhǎng)，韌性斷裂特征相對(duì)比較明顯。這主要與纖維和基體的界面結(jié)合強(qiáng)度有關(guān)，界面結(jié)合強(qiáng)度直接影響界面脫粘。界面脫粘可有效調(diào)節(jié)材料內(nèi)部的應(yīng)力分布，緩解基體裂紋端部的應(yīng)力集中，阻止裂紋向炭纖維擴(kuò)展，防止材料發(fā)生脆性斷裂，起到增韌的作用[9]。與C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料相比，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料中纖維與基體的界面結(jié)合強(qiáng)度較低，界面易發(fā)生脫粘，纖維易拔出，從而消耗了更多能量，增韌效果較明顯，材料強(qiáng)度較高。

(a)C/C-SiC-ZrB2 (b)C/C-SiC-ZrC圖 6 兩種復(fù)合材料的斷口微觀形貌Fig.6 Fracture morphology for two kinds of composites

2.4 復(fù)合材料的燒蝕性能

圖7為兩種復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的宏觀形貌，表1為兩種復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的燒蝕率結(jié)果。可看出，C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕現(xiàn)象明顯，表面覆蓋了一層白色物質(zhì)，出現(xiàn)了明顯的孔洞，經(jīng)過測(cè)量和計(jì)算，最大線燒蝕深度達(dá)0.1 mm，質(zhì)量燒蝕率為6.23×10-5g / (cm2·s)。而C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料僅出現(xiàn)輕微燒蝕痕跡，最大線燒蝕深度小于0.1 mm，質(zhì)量燒蝕率為1.67×10-6g / (cm2·s)，比C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)。可見，在2 100 K、600 s電弧風(fēng)洞試驗(yàn)條件下，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的燒蝕性能明顯優(yōu)于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料。

(a)C/C-SiC-ZrC (b)C/C-SiC-ZrB2圖 7 兩種復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的宏觀形貌Fig.7 Macromorphology for two kinds of composites after arc wind tunnel test表 1 兩種復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的燒蝕率結(jié)果Table 1 Ablation ratio results for two kinds of composites after arc wind tunnel test

材料密度/(g/cm3)燒蝕時(shí)間/s最大線燒蝕深度/mm質(zhì)量燒蝕率/g/(cm2·s)C/C-SiC-ZrC2.136000.16.23×10-5C/C-SiC-ZrB22.10600<0.11.67×10-6

圖8、圖9分別為C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料、C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的微觀形貌。可看出，C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料的氧化侵蝕現(xiàn)象明顯，纖維局部區(qū)域出現(xiàn)了燒蝕凹坑，纖維端部呈現(xiàn)“尖筍狀”或“梭形”形貌。基體氧化后結(jié)構(gòu)疏松，出現(xiàn)了大量孔洞，這些孔洞的存在，對(duì)材料的抗氧化性能來說是消極的，它有利于氧化性氣氛向材料深層擴(kuò)散，導(dǎo)致材料氧化失效。這些孔洞的形成，是由于高溫氧化過程中氣體揮發(fā)(CO、CO2、SiO等)或者陶瓷組分被氣流沖刷而造成。而C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后表面致密，顆粒物緊密堆積，纖維表面光滑，纖維端部平整，未觀察到纖維或基體被氧化侵蝕的現(xiàn)象。

ZrB2、SiC 陶瓷基體在風(fēng)洞試驗(yàn)過程中，熱力學(xué)上可能發(fā)生如下化學(xué)反應(yīng)：

(1)

(2)

(3)

(4)

(5)

由于CO為還原性氣體，其與O2反應(yīng)的活化能較低，CO在生成的瞬間即可被氧化成CO2。因此，氧化產(chǎn)物為ZrO2、SiO2、B2O3、CO2、SiO。其中，CO2、SiO為氣態(tài)直接揮發(fā)，B2O3在450～1 200℃之間以液態(tài)形式存在，超過1 200 ℃時(shí)，將快速升華，在風(fēng)洞試驗(yàn)條件下，材料表面可殘留的成分為ZrO2、SiO2。

圖 8 C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的微觀形貌Fig.8 Micromorphology of C/C-SiC-ZrC composites after arc wind tunnel test

圖 9 C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的微觀形貌Fig.9 Micromorphology of C/C-SiC-ZrB2 composites after arc wind tunnel test

圖10為C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料電弧風(fēng)洞試驗(yàn)后的XRD分析結(jié)果。由圖10可看出，材料表面主要?dú)埩袅薢rO2，還有未被氧化的ZrB2和SiC，由于生成的SiO2是非晶態(tài)，因此難以通過XRD識(shí)別。

圖 10 C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料電弧風(fēng)洞 試驗(yàn)后的XRD分析結(jié)果Fig.10 XRD analysis results of C/C-SiC-ZrB2 composites after arc wind tunnel test

圖11為上述化學(xué)反應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)自由能溫度圖[10]，可知反應(yīng)式(1)～(5)的標(biāo)準(zhǔn)自由能均小于零，故反應(yīng)均可發(fā)生，其中反應(yīng)式(1)的標(biāo)準(zhǔn)自由能最小，即在相同的化學(xué)反應(yīng)動(dòng)力學(xué)條件下，ZrB2的氧化優(yōu)先發(fā)生。分析C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的燒蝕性能優(yōu)于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料的主要原因是：在600～1 100 ℃之間，ZrB2基體優(yōu)先氧化生成的B2O3具有較低的粘度(105dPa·s)[11]，流動(dòng)性較好，有利于形成一層薄的保護(hù)膜，填充到復(fù)合材料內(nèi)部連通的孔隙中，起到內(nèi)部涂層的作用，既可阻斷氧繼續(xù)侵入的通道，又可減小易發(fā)生氧化反應(yīng)的活性部位的表面積，但B2O3的揮發(fā)性使得1 100 ℃以上必須選擇更高溫度的封填劑。在1 100～1 300 ℃之間，SiC基體氧化生成的SiO2與B2O3反應(yīng)生成硼硅酸鹽，抑制了B2O3的揮發(fā)，硼硅酸鹽具有更高的粘稠度、更高的熔點(diǎn)、較低的氧擴(kuò)散率及較低的蒸氣壓，可阻礙材料的深層次氧化。1 300 ℃以上，硼硅酸鹽發(fā)生分解，B2O3快速揮發(fā)，無法形成有效的致密保護(hù)膜，降低了其作為氧擴(kuò)散屏障的作用。但ZrB2和SiC的氧化生成物ZrO2、SiO2在此溫度以上，可形成高粘度的玻璃態(tài)熔融層，該熔融層的ZrO2和SiO2有一個(gè)低共熔點(diǎn)，介于SiO2的熔點(diǎn)1 700 ℃和ZrO2的熔點(diǎn)2 715 ℃之間(如表2所示)，ZrO2-SiO2玻璃態(tài)熔融層可作為氧阻擋層，有效阻止氧化性氣氛深入材料內(nèi)部，減緩材料的氧化燒蝕[12]。由于在每個(gè)溫度區(qū)間，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料氧化后均有保護(hù)膜生成，因此起到了有效的氧化防護(hù)作用。

圖 11 上述化學(xué)反應(yīng)標(biāo)準(zhǔn)自由能溫度圖Fig.11 Standard free energy-temperature chart of the aboved chemical reactions

從理論上講，C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料具有耐高溫及在高溫環(huán)境下的抗氧化燒蝕性能，但在2 100 K、600 s電弧風(fēng)洞試驗(yàn)條件下，卻出現(xiàn)了明顯的燒蝕現(xiàn)象。分析原因，主要是C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料氧化后，在低溫階段沒有形成B2O3或者硼硅酸鹽玻璃態(tài)保護(hù)膜，無法密封材料氧化后出現(xiàn)的氣孔，氣孔互相聯(lián)通成為氧化性氣體進(jìn)入材料內(nèi)部的通道，進(jìn)一步加劇了材料的深層次氧化，而且玻璃態(tài)保護(hù)膜可彌合氧化物固體顆粒熔融前的縫隙，以提高其凝聚力，有效緩解氧化物固體顆粒因高速氣流沖刷而流失的現(xiàn)象。如果沒有玻璃態(tài)保護(hù)膜，ZrO2、SiO2在形成熔融層之前大部分已經(jīng)被氣流快速剝蝕，從而減弱了其抗氧化保護(hù)能力。因此，C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料的燒蝕率高于C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料。

表 2 部分陶瓷材料的物理特性Table 2 Physical characters of some ceramic materials

3 結(jié)論

(1)采用有機(jī)鋯聚合物樹脂，通過先驅(qū)體浸漬裂解法，向C/C-SiC復(fù)合材料中引入ZrC或ZrB2超高溫陶瓷相，分別制備出C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料和C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料，SiC-ZrC(ZrB2)復(fù)相陶瓷呈現(xiàn)均勻彌散分布。

(2)與C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料相比，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度、剪切強(qiáng)度和壓縮強(qiáng)度均有小幅提升，分別提高了30.7%、23.4%、32.4%、25%，韌性斷裂特征相對(duì)比較明顯。。

(3)在2 100 K、600 s電弧風(fēng)洞試驗(yàn)條件下，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料的燒蝕性能明顯優(yōu)于C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料，質(zhì)量燒蝕率為1.67×10-6g / (cm2·s)，比C/C-SiC-ZrC復(fù)合材料降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)。在每個(gè)溫度區(qū)間，C/C-SiC-ZrB2復(fù)合材料氧化后，均有保護(hù)膜生成，起到了有效的氧化防護(hù)作用。

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(編輯：崔賢彬)

Effects of different dual ceramic matrix on properties of modified C/C composites

YANG Xing1, ZHAO Jing-peng1,2, CUI Hong1, YAN Lian-sheng1, MENG Xiang-li1,2, ZHANG qiang1,2

(1.Xi'an Aerospace Composites Research Institute, Xi'an 710025, China; 2.National and Local Union Engineering Research Center of High-performance Carbon Fiber Manufacture and Application, Xi'an 710089, China)

ZrC or ZrB2ultra high temperature ceramic phase were introduced into C/C-SiC composites through precursor infiltration and pyrolysis (PIP) process using organic zirconium-contained polymer. The effects of different dual ceramic matrix on mechanical and ablation properties of modified C/C composites were investigated. The results show that the multiphase ceramic matrix of SiC-ZrC(ZrB2)are distributing uniformly in the composites. The tensile strength, flexural strength, shear strength and compressive strength of C/C-SiC-ZrB2composites are 30.7%, 23.4%, 32.4% and 25% higher than C/C-SiC-ZrC composites respectively. And C/C-SiC-ZrB2composites exhibit toughness fracture characteristic apparently. Under arc wind tunnel test at 2 100 K for 600 s, the mass ablation rate of C/C-SiC-ZrB2composites are 1.67×10-6g / (cm2·s), which were degraded by one order of magnitude compared with C/C-SiC-ZrC composites respectively. The reasons for good ablation properties of C/C-SiC-ZrB2composites are that when the temperature ranges from 600 ℃ to 1 100 ℃, liquid B2O3behaves good oxidation protection property. Borosilicate hinders deep oxidation between 1 100 ℃ and 1 300 ℃. A high viscosity ZrO2-SiO2glassy molten layer is generated on the surface of C/C-SiC-ZrB2composites when the temperature goes above 1 300℃, which can prevent oxidizing atmosphere from entering into the composites effectively and slow down the oxidative ablation on the composites.

precursor infiltration and pyrolysis;dual ceramic matrix;modified C/C composites;mechanical properties;ablation properties

2015-08-23；

2015-12-03。

國(guó)家自然科學(xué)基金(51202233)。

楊星(1982—)，女，高級(jí)工程師，主要從事碳/陶復(fù)合材料的應(yīng)用研究工作。E-mail：silonyoung@163.com

V259

A

1006-2793(2016)06-0820-05

10.7673/j.issn.1006-2793.2016.06.015