高超飛行器用C/SiC-ZrC復(fù)合材料力學(xué)及燒蝕性能研究

楊曉輝，王芙愿，王 毅，曹 佩，白龍騰，趙 強(qiáng)

（西安航天動(dòng)力研究所,陜西西安710100）

高超飛行器用C/SiC-ZrC復(fù)合材料力學(xué)及燒蝕性能研究

楊曉輝，王芙愿，王 毅，曹 佩，白龍騰，趙 強(qiáng)

（西安航天動(dòng)力研究所,陜西西安710100）

以PZC為有機(jī)鋯先驅(qū)體原材料，采用A，B，C三種PIP工藝路線制備了不同ZrC含量的C/SiC-ZrC復(fù)合材料，并對(duì)C/SiC-ZrC復(fù)合材料的組成、微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能、燒蝕性能及作用機(jī)理進(jìn)行了測(cè)試和分析。結(jié)果表明，有機(jī)鋯先驅(qū)體制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕性能有大幅提高，但其力學(xué)性能卻存在一定程度的下降，并且隨著ZrC含量的增加，C/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢(shì)，其質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢(shì)。

C/SiC-ZrC復(fù)合材料，有機(jī)鋯先驅(qū)體，力學(xué)性能，燒蝕性能

0 引言

高超音速飛行器的發(fā)展受到了越來(lái)越多國(guó)家的重視。近年來(lái)，美國(guó)相繼試飛了X-33，X-43A和X51-A等多種型號(hào)的超高音速飛行器[1]。尤其是X-43A更是達(dá)到了9.68 Ma的飛行速度，成為世界上速度最快的吸氣式動(dòng)力飛行器，而熱防護(hù)系統(tǒng) (Thermal Protection System，TPS)則是決定高超音速飛行器安全的關(guān)鍵因素。因此，熱防護(hù)材料成為高超音速飛行器發(fā)展的基礎(chǔ)，備受各國(guó)重視。

目前，熱防護(hù)系統(tǒng)材料主要有：高溫合金，金屬基復(fù)合材料，樹脂基復(fù)合材料，C/C復(fù)合材料，C/SiC復(fù)合材料，難熔金屬碳化物、硼化物等[2]。其中，C/SiC陶瓷基復(fù)合材料因其低密度、抗熱震、高比強(qiáng)、耐高溫及抗氧化等優(yōu)異性能而成為在該領(lǐng)域最有前景的熱防護(hù)結(jié)構(gòu)材料之一[3-4]。美國(guó)X-38上的許多關(guān)鍵部件如：熱防護(hù)板、機(jī)翼前緣、頭錐和襟翼等都應(yīng)用了C/SiC陶瓷基復(fù)合材料[5]。英國(guó)Hotel航天飛機(jī)和法國(guó)Sanger航天飛機(jī)的熱防護(hù)系統(tǒng)等也均采用了C/SiC陶瓷基復(fù)合材料[6]。

然而，由于高超音速飛行器的發(fā)展對(duì)熱防護(hù)系統(tǒng)材料提出了更高的要求。實(shí)驗(yàn)表明，高超音速飛行器在大氣中以5馬赫速度飛行時(shí)，其鼻錐和機(jī)翼前緣部分的溫度可達(dá)2 000℃[7]。但SiC材料在高于1 650℃時(shí)即會(huì)發(fā)生主動(dòng)氧化而失去對(duì)碳纖維的保護(hù)，從而導(dǎo)致材料快速破壞失效，嚴(yán)重影響了C/SiC陶瓷基復(fù)合材料在高超音速飛行器熱防護(hù)材料領(lǐng)域的應(yīng)用[8]。因此，如何在保留C/SiC陶瓷基復(fù)合材料優(yōu)異性能的情況下，提高其高溫抗氧化、抗燒蝕性能，成為國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究的重點(diǎn)。其中，超高溫陶瓷 (Ultrahigh Temperature Ceramics，UHTCs)具有熔點(diǎn)高、熱膨脹系數(shù)小、熱穩(wěn)定性好等突出優(yōu)點(diǎn)而被廣泛用來(lái)改性C/SiC陶瓷基復(fù)合材料，以實(shí)現(xiàn)提高其高溫抗氧化和抗燒蝕性能的目的[9-10]，形成超高溫陶瓷基復(fù)合材料 (Ultrahigh Temperature Ceramic Matrix Composites，UHTCMCs)。

本文主要通過(guò)研究有機(jī)鋯組元改性制備PIPC/SiC陶瓷基復(fù)合材料的力學(xué)性能、抗燒蝕性能的影響情況，從而獲得ZrC先驅(qū)體改性C/SiC陶瓷基復(fù)合材料的基本工藝路線，進(jìn)而不斷拓展C/SiC復(fù)合材料在高超音速飛行器等熱防護(hù)結(jié)構(gòu)件的應(yīng)用發(fā)展。

1 試驗(yàn)方法

1.1 原材料

碳纖維預(yù)制體：江蘇宜興天鳥高新技術(shù)有限公司生產(chǎn)的3D針刺預(yù)制體，纖維體積分?jǐn)?shù)為45%；聚碳硅烷（PCS）：蘇州賽力菲陶纖有限公司，分子量為1 000～1 400 g/mol，軟化點(diǎn)為160～260℃，氧含量＜1.10%，陶瓷產(chǎn)率50%；聚碳鋯烷（PCZ）：中科院過(guò)程所，陶瓷產(chǎn)率35%。

1.2 試樣制備

3D針刺預(yù)制體試樣需首先通過(guò)化學(xué)氣相沉積工藝在碳纖維表面制備熱解碳界面層，并分別按如下A，B，C三種制備工藝路線完成復(fù)合材料基體致密化過(guò)程，試樣致密化工序完成后，分別按要求加工出尺寸為45 mm×7 mm×3.5 mm的彎曲性能測(cè)試試樣及Ф30mm×10mm的燒蝕性能測(cè)試試樣。

A工藝：前4次周期的浸漬溶液為PCS/PZC/ xylene溶液，后面周期的浸漬溶液為PCS/PZC/ SiC/xylene溶液，浸漬時(shí)間4 h，浸漬壓力1.8MPa，裂解溫度為1 500℃，裂解時(shí)間2 h。

B工藝：前4次周期的浸漬溶液為PCS/xylene溶液，后面周期的浸漬溶液為PCS/PZC/SiC/ xylene溶液，其他工藝參數(shù)與A工藝保持一致。

C工藝：前4次周期的浸漬溶液為PCS/xylene溶液，后面周期的浸漬溶液為PCS/SiC/xylene溶液，其他工藝參數(shù)與A工藝保持一致。

1.3 測(cè)試方法

參照GB/T25995-2010《精細(xì)陶瓷密度和顯氣孔率試驗(yàn)方法》進(jìn)行C/SiC-ZrC復(fù)合材料的密度和孔隙率測(cè)試。采用3點(diǎn)彎曲法測(cè)試材料的彎曲強(qiáng)度，跨厚比為10，加載速率0.5mm/min。參照GJB 323A-1996標(biāo)準(zhǔn)通過(guò)氧-乙炔燒蝕試驗(yàn)測(cè)試材料的質(zhì)量燒蝕率和線燒蝕率，測(cè)試過(guò)程中通過(guò)紅外測(cè)溫儀記錄試樣表面的最高溫度。

采用掃描電 鏡 (Scanning Electron Microscopy，SEM，JSM-6700F)觀察分析彎曲試樣、燒蝕試樣等材料的表面微觀形貌，采用EDS能譜分析材料的元素組成，用X射線衍射 (X-ray diffraction，XRD，Rigaku-D/max-2400，Cu-Kα)分析試樣的物相組成。

2 結(jié)果與討論

2.1密度及氣孔率

表1為采取上述3種工藝路線制備的C/SiC復(fù)合材料試樣孔隙率及密度對(duì)比情況。從表1中數(shù)據(jù)可以看出，添加ZrC改性組元后，A和B工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料要比C工藝獲得的C/SiC復(fù)合材料的孔隙率要有所提高，分析認(rèn)為這是由于PCZ的陶瓷產(chǎn)率約為35%，而PCS先驅(qū)體的陶瓷產(chǎn)率能夠達(dá)到50%，所以在同等浸漬次數(shù)下，PCZ含量較高的樣品致密度增加得較為緩慢，導(dǎo)致材料的孔隙率較高。此外，3種工藝路線制備的材料孔隙率雖差異較大，但其密度并無(wú)較大差異，這是因?yàn)椴牧现衂rC密度 (6.9 g/cm3)要遠(yuǎn)高于SiC密度 (3.2 g/cm3)。

表1 C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣的密度及孔隙率統(tǒng)計(jì)Tab.1 Statistics of density and porosity of C/SiC-ZrC composite specimens

2.2 力學(xué)性能分析

3種工藝路線制備復(fù)合材料試樣的3點(diǎn)彎曲性能測(cè)試結(jié)果如表2所示。從表2中數(shù)據(jù)可以看出：A工藝制備得到的C/SiC-ZrC復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度約為140 MPa，彎曲模量為26.5 GPa；B工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度約為195 MPa，彎曲模量為33.0 GPa；C工藝制備的C/SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度約為290 MPa，彎曲模量為53.6 GPa。其中，A和B兩種改性工藝制備C/SiC-ZrC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和模量分別相比C工藝而言降低51.7%和50.6%、32.8%和38.4%，說(shuō)明向浸漬溶液中添加PZC先驅(qū)體會(huì)對(duì)C/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響，并且隨著ZrC含量的不斷增加，其改性C/SiC-ZrC復(fù)合材料的力學(xué)性能在一定程度上出現(xiàn)了逐漸降低的趨勢(shì)。

表2 3點(diǎn)彎曲性能測(cè)試結(jié)果Tab.2 Test results of three-point bending properties

3種不同工藝制備3點(diǎn)彎曲試樣的載荷-位移曲線如圖1所示。從圖1中可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)A和B兩種改性工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣的彎曲載荷達(dá)到最大值后，其并沒有出現(xiàn)如C工藝一樣的“斷崖”式下降情況，而是在下降過(guò)程中表現(xiàn)一定的反復(fù)、緩慢下降的特點(diǎn)，說(shuō)明C/SiC復(fù)合材料中ZrC的存在有利于提高材料的斷裂韌性，促使其斷裂破壞模式逐漸向“假塑性”模式轉(zhuǎn)變。

A和B兩種改性制備工藝獲得C/SiC-ZrC復(fù)合材料彎曲試樣斷口形貌的SEM照片如圖2所示。從圖2中可以看出，該兩種C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣在其斷裂破壞過(guò)程中均出現(xiàn)了一定的纖維拔出現(xiàn)象，并且B工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣受到彎曲載荷作用后有更多地纖維拔出，且拔出長(zhǎng)度較長(zhǎng)，說(shuō)明ZrC含量的降低有利于提高材料的斷裂韌性，這與圖1中的載荷-位移曲線結(jié)果基本保持一致。

2.3 燒蝕性能及其機(jī)理分析

A，B，C三種工藝路線制備的C/SiC-ZrC，C/SiC復(fù)合材料燒蝕試驗(yàn)后的試樣宏觀照片如圖3所示。根據(jù)距離火焰中心位置的不同可將試樣燒蝕區(qū)域按照?qǐng)D示情況劃分為3個(gè)區(qū)域，即中心區(qū)（區(qū)域I）、過(guò)渡區(qū)（區(qū)域II）和邊緣區(qū)（區(qū)域III）。從圖2中可以看出，A，B兩種改性工藝獲得的C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣在其表面中心區(qū)域均出現(xiàn)有白色的燒蝕產(chǎn)物，并且可以發(fā)現(xiàn)A工藝制備試樣的中心區(qū)域白色燒蝕產(chǎn)物覆蓋核心區(qū)面積要大于B工藝試樣，而C工藝制備的C/SiC復(fù)合材料的試樣表面中心區(qū)域則出現(xiàn)了更為明顯的沖蝕凹坑，但其表面的白色燒蝕產(chǎn)物覆蓋面積相對(duì)較少。此外，還可以發(fā)現(xiàn)隨著不斷遠(yuǎn)離燒蝕中心區(qū)域，3種工藝路線制備試樣的表面燒蝕程度逐漸減弱。

3種工藝路線制備的C/SiC-ZrC、C/SiC復(fù)合材料的氧乙炔燒蝕性能對(duì)比情況如表3所示。從表3中數(shù)據(jù)結(jié)果可以看出，A，B兩種改性工藝制備試樣的線燒蝕率相比C工藝分別下降70.4%和80.5%，其質(zhì)量燒蝕率亦下降約50%左右，說(shuō)明A，B兩種改性工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣燒蝕性能要明顯優(yōu)于無(wú)改性C工藝。因此，充分說(shuō)明向浸漬溶液中添加PZC先驅(qū)體可大幅提高C/SiC復(fù)合材料的燒蝕性能。此外，從表3中數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)B工藝獲得的C/SiC-ZrC復(fù)合材料試樣的燒蝕性能要略優(yōu)于A工藝，這主要由于隨著ZrC含量增大，其材料孔隙率增大，導(dǎo)致基體和碳纖維越容易被氧化，對(duì)其燒蝕性能帶來(lái)了一定的負(fù)面影響。因此，可以說(shuō)明ZrC含量的增加在一定程度上不一定利于其燒蝕性能的提高，后期需進(jìn)一步研究ZrC含量對(duì)C/SiC復(fù)合材料燒蝕性能的影響規(guī)律。

表3 C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕實(shí)驗(yàn)結(jié)果Tab.3 Results of ablation experiment for C/SiC-ZrC composites

B，C兩種工藝路線制備的C/SiC-ZrC、C/SiC復(fù)合材料燒蝕試樣在Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)形貌SEM照片如圖4～圖6所示。從圖4～圖6中可以看出，B改性制備工藝并沒有改變C/SiC復(fù)合材料試樣的氧乙炔燒蝕特點(diǎn)，即從邊緣區(qū)、過(guò)渡區(qū)至中心區(qū)，氧化燒蝕程度不斷加?。浩溥吘墔^(qū)因距材料的燒蝕中心最遠(yuǎn)，該區(qū)域內(nèi)材料的表面溫度和所承受的壓強(qiáng)最低,導(dǎo)致該區(qū)域內(nèi)材料的燒蝕程度最低，可以看到該區(qū)域B，C兩種制備工藝試樣表面幾乎沒有發(fā)生燒蝕現(xiàn)象，也無(wú)被沖刷的痕跡；而過(guò)渡區(qū)部分區(qū)域的表面溫度已經(jīng)超過(guò)ZrC，SiC的氧化溫度，從而使B，C兩種工藝過(guò)渡區(qū)均出現(xiàn)了的少量白色氧化燒蝕產(chǎn)物（如圖6所示箭頭）；其中心區(qū)域則發(fā)生了明顯的氧化燒蝕痕跡，B，C兩種制備工藝試樣的該區(qū)域碳纖維均發(fā)生了明顯的氧化損傷，其前端呈現(xiàn)典型的“針狀”結(jié)構(gòu)特征，并且可以發(fā)現(xiàn)B工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料中心區(qū)域的碳纖維表面保留有較多的白色燒蝕產(chǎn)物，而C工藝制備的C/ SiC復(fù)合材料的碳纖維幾乎無(wú)白色燒蝕產(chǎn)物存在。此外，B，C兩種工藝中心區(qū)域的基體燒蝕形貌也不盡相同，B工藝表現(xiàn)出多孔骨架結(jié)構(gòu)，而C工藝則在基體SiC表面出現(xiàn)有彌散的玻璃態(tài)薄膜。

為獲得C/SiC-ZrC，C/SiC復(fù)合材料的燒蝕特征及其機(jī)理，分別對(duì)圖6中X，Y，Z三點(diǎn)的元素成分進(jìn)行了EDS分析，具體結(jié)果如表4所示。從EDS圖譜分析結(jié)果來(lái)看，C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕試樣中心區(qū)X點(diǎn)碳纖維表面保留的白色燒蝕產(chǎn)物成分應(yīng)主要為ZrO2，而C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕試樣中心區(qū)Y點(diǎn)的“骨架”結(jié)構(gòu)燒蝕產(chǎn)物成分主要為ZrO2及少量的SiO2，而C/SiC復(fù)合材料燒蝕試樣中心區(qū)Z點(diǎn)的燒蝕產(chǎn)物成分主要為SiO2及未氧化的SiC基體。

表4 EDS元素分析結(jié)果Tab.4 Results of EDSelement analysis

為進(jìn)一步確認(rèn)B工藝制備C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕試樣表面的相組成，對(duì)其進(jìn)行XRD分析（具體結(jié)果見圖7所示）。

從圖7中可以看出，B制備工藝獲得的C/ SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕試樣表面相組成主要有ZrC，SiC，SiO2，ZrO2和C，從而再次驗(yàn)證了B工藝制備的C/SiC-ZrC復(fù)合材料燒蝕試樣的SiC和ZrC基體均在氧乙炔沖蝕環(huán)境中均發(fā)生了如下一系列的氧化反應(yīng)：

綜上所述，基本可以得到PZC先驅(qū)體改性制備工藝能夠提高C/SiC陶瓷基復(fù)合材料燒蝕性能的作用機(jī)理大致為：由于無(wú)PZC改性制備的C/ SiC陶瓷基復(fù)合材料基體SiC在氧乙炔燒蝕環(huán)境中經(jīng)過(guò)高溫氧化會(huì)形成SiO2(液態(tài))和SiO(氣態(tài))，雖然SiO2因黏度較低，本身具有一定的自愈合作用，能夠在一定程度上填充基體的裂紋與孔隙，減慢氧化性介質(zhì)向材料內(nèi)部的擴(kuò)散速度，但隨著溫度的升高，SiO2保護(hù)膜的粘度逐漸降低，其與基體的附著力下降，在高速氧乙炔氣流作用下容易被吹走或部分吹走，進(jìn)而失去了對(duì)基體的保護(hù)作用，并且SiC熔點(diǎn) (2 380℃)較低，明顯低于氧乙炔燒蝕中心區(qū)域燒蝕溫度（見表3），導(dǎo)致基體SiC會(huì)發(fā)生升華現(xiàn)象，進(jìn)而使大量碳纖維暴露在氧乙炔氧化性氣氛中，導(dǎo)致碳纖維發(fā)生強(qiáng)烈的氧化燒蝕現(xiàn)象（見圖8），極大地降低了材料的高溫抗燒蝕性能；

而PZC先驅(qū)體改性C/SiC復(fù)合材料后，一方面由于基體SiC中存在一定量的ZrC，而ZrC因其熔點(diǎn)高 (3 540℃)，高溫下難于熔化，能夠承受較強(qiáng)氧乙炔沖刷氣流，從而增強(qiáng)了材料的抗沖刷能力；另一方面ZrC基體在氧乙炔燒蝕環(huán)境中經(jīng)高溫氧化形成的ZrO2比SiC氧化產(chǎn)物SiO2具有更低飽和蒸氣壓和高溶解熱（ZrO2215.4 kJ/mol，SiO28.82 kJ/mol），使得ZrO2能夠承受高溫?zé)g而不會(huì)被大量氣化流失，并且其能夠在高溫氧化環(huán)境中和SiO2在材料表面形成粘稠的ZrO2-SiO2玻璃態(tài)氧化膜，可以有效封填材料表面的裂紋、孔洞，進(jìn)一步降低氧化性氣氛向材料內(nèi)部擴(kuò)散的速率，對(duì)材料基體和纖維形成良好的保護(hù)作用，從而使得C/SiC-ZrC復(fù)合材料表現(xiàn)出較好的抗燒蝕能力。此外，由于PZC先驅(qū)體改性C/SiC復(fù)合材料后，其燒蝕試樣表面的溫度較高，導(dǎo)致其基體SiC發(fā)生主動(dòng)氧化形成氣態(tài)的SiO，進(jìn)而在表面形成了以ZrO2為骨架，少量SiO2玻璃相彌釘扎在其中的多孔穩(wěn)定結(jié)構(gòu)（見圖6），其能夠減緩燒蝕火焰對(duì)材料內(nèi)部的熱力學(xué)和熱化學(xué)燒蝕，對(duì)材料基體和纖維亦形成良好的保護(hù)作用；而且由于ZrO2是一種典型的熱障涂層材料 (熱導(dǎo)率僅2.3W/(m·K))，能夠有效地阻止外部熱量向材料內(nèi)部擴(kuò)散，減弱ZrO2骨架結(jié)構(gòu)下面碳纖維、基體SiC及ZrC的氧化程度，加之ZrO2本身具有良好的抗熱震剝離性能，從而進(jìn)一步提高C/SiCZrC復(fù)合材料的抗燒蝕性能。

3 結(jié)論

1）隨著有機(jī)鋯組元PZC的加入，C/SiC-ZrC復(fù)合材料的孔隙率不斷增大，其力學(xué)性能逐漸降低，且隨著ZrC含量的增加，其力學(xué)性能的降低幅度不斷增大，但有機(jī)鋯組元PZC的加入在一定程度上會(huì)促使C/SiC-ZrC復(fù)合材料斷裂破壞形式向“假塑性”模式轉(zhuǎn)化；

2）隨著有機(jī)鋯組元PZC的加入，C/SiC-ZrC復(fù)合材料的燒蝕性能得到大幅提升，其線燒蝕率幾乎能夠降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)，其質(zhì)量燒蝕率亦下降約50%左右。但發(fā)現(xiàn)隨著有機(jī)鋯組元PZC含量的增加，其燒蝕性能出現(xiàn)不斷下降的趨勢(shì)；

3） 有機(jī)鋯組元轉(zhuǎn)化的ZrC在氧乙炔燃?xì)猸h(huán)境中生成的ZrO2與SiO2形成粘稠的二元玻璃態(tài)混合物和ZrO2本身低飽和蒸氣壓、高溶解熱、低熱導(dǎo)率等理化特征及高溫下形成的骨架狀的ZrO2微觀結(jié)構(gòu)，共同作用下進(jìn)一步提高了C/SiC-ZrC的燒蝕性能。

[1]張蒙正,鄒宇.美國(guó)典型高超飛行器項(xiàng)目研發(fā)及啟示[J].火箭推進(jìn),2012,38(2)：1-8. ZHANGMengzheng,ZOU Yu.Developmentof American typicalhypersonic flightvehicles and its enlightenment[J]. Journalof rocketpropulsion,2012,32(2)：1-8.

[2]SAVINO R,PATERNA D.Aerothermodynam ic study of UHTC-based thermal protection systems[J].Aerospace science and technology,2005,9(2)：151-160.

[3]張立同,成來(lái)飛.連續(xù)纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略探討[J].復(fù)合材料學(xué)報(bào),2007,24(2)：1-6.

[4]杜若,康寧寧.陶瓷基復(fù)合材料在高超聲速飛行器熱防護(hù)系統(tǒng)中的應(yīng)用[J].飛航導(dǎo)彈,2010(2)：80-87.

[5]MUHLRATZERA,PFEIFFERH.CMC body flaps for the X-38 experimentalspace vehicle[C]//Proceedingsof 26th Annual Conference on Composites，Advanced Ceramics，Materials，and Structures：A.Ceramic Engineering and Science.[S.l.]：JohnWiley＆Sons,Inc.,2002：331-338.

[6]NASLAIN R.SiC-matrix composites：nonbrittle ceram ics for thermo-structuralapplication[J].International journal ofapplied ceramic technology,2005,2(2)：75-84.

[7]GLASSD E.Ceram icmatrix composite(CMC)thermal protection systems(TPS)and hotstructures forhypersonic vehicles[C]//Proceedingsof The 15th AIAA Space Planes and Hypersonic Systems and Technologies Conference. Dayton：AIAA,2008,28：1-36.

[8]CHRISTIN F.Design,fabrication,and application of thermostructural composites(TSC)like C/C,C/SiC,and SiC/SiC composites[J].Advanced engineeringmaterials, 2002,4(12)：903-912.

[9]OPEKA M M,TALMY IG,ZAYKOSKIJA.Oxidationbasedmaterials767 selection for2 000℃hypersonic aero surfaces：theoretical considerations and historical experience[J].Journalofmaterials science,2004,39(19)：5887-5904.

[10]白龍騰,楊曉輝,王毅,等.低成本制造C/SiC復(fù)合材料的熱物理性能研究[J].火箭推進(jìn),2016,42(1)：58-65. BAI Longteng,YANG Xiaohui,WANG Yi,et al. Research on thermal physical properties of C/SiC composite manufactured w ith low-cost process[J]. Journalof rocketpropulsion,2016,42(1)：58-65.

（編輯：馬 杰）

Mechanical properties and ablation propertiesof C/SiC-ZrC composites forhypersonic vehicle

YANG Xiaohui,WANG Fuyuan,WANG Yi,Cao Pei,BAILongteng,ZHAOQiang（Xi’an Aerospace Propulsion Institute,Xi’an 710100,China）

Taking PZC as the raw materialoforganic zirconium precursor,C/SiC-ZrC composites w ith different ZrC contentwere prepared by three PIP processes.The composition,m icrostructure, mechanical properties,ablative properties andmechanisms of the C/SiC-ZrC compositeswere tested and analyzed.The results showed that the ablative properties of C/SiC-ZrC composites prepared w ith the organic zirconium precursor have been improved greatly,but itsmechanical performance has a certain degree of decline,and w ith the increase of ZrC content,themechanical properties of C/SiC compositesdecreased gradually,but itsmassablation rateand linearablation rateappearasdecreasing trend at firstand then increasing trend.

C/SiC-ZrC composite;organic zirconium precursor;mechanic property;ablative property

V250.3-34

A

1672-9374(2017)03-0059-05

2016-10-13；

2016-12-30

楊曉輝（1986—），男，博士，研究領(lǐng)域?yàn)槌邷亟Y(jié)構(gòu)復(fù)合材料體系設(shè)計(jì)、制備工藝及其性能