液態(tài)聚碳硅烷的固化及陶瓷化

朱世步 張 強(qiáng) 孟祥利 楊 星 閆聯(lián)生 張曉虎 崔 紅

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液態(tài)聚碳硅烷的固化及陶瓷化

朱世步 張 強(qiáng) 孟祥利 楊 星 閆聯(lián)生 張曉虎 崔 紅

（西安航天復(fù)合材料研究所，西安 710025）

采用非等溫DSC、TG等研究了SiC陶瓷先驅(qū)體-液態(tài)聚碳硅烷（LPCS）的固化、陶瓷化行為，運(yùn)用FTIR、XRD、SEM等手段表征了LPCS先驅(qū)體在不同溫度的裂解產(chǎn)物結(jié)構(gòu)和微觀形貌。通過Kissinger、Ozawa及Crane方程得到LPCS先驅(qū)體的固化動(dòng)力學(xué)參數(shù)：活化能a=96. 84kJ/mol，反應(yīng)級(jí)數(shù)=0.94。LPCS先驅(qū)體的失重反應(yīng)主要發(fā)生在400～800℃階段，先驅(qū)體中有機(jī)官能團(tuán)逐漸減少，基本完成無機(jī)化轉(zhuǎn)變。XRD結(jié)果表明，在1000℃以下裂解得到的產(chǎn)物為表面致密的非晶態(tài)SiC結(jié)構(gòu)，而在1500℃下裂解產(chǎn)物發(fā)生了晶化轉(zhuǎn)變，得到的陶瓷產(chǎn)物主要為β-SiC相。LPCS具有較低的室溫粘度（0.25Pa·s）、良好的室溫穩(wěn)定性，適于用作PIP工藝制備SiC基復(fù)合材料的先驅(qū)體。

LPCS先驅(qū)體；固化動(dòng)力學(xué)；陶瓷化；SiC陶瓷

1 引言

碳化硅（SiC）陶瓷具有高耐磨性、優(yōu)異的熱化學(xué)穩(wěn)定性、抗氧化和抗腐蝕等性能，作為重點(diǎn)材料受到世界范圍內(nèi)的廣泛關(guān)注[1,2]。其中，連續(xù)纖維增強(qiáng)SiC基復(fù)合材料具有高比強(qiáng)、低密度、優(yōu)異的斷裂韌性等優(yōu)勢(shì)[3]，在高溫?zé)峤Y(jié)構(gòu)部件具有廣泛的應(yīng)用，如燃燒室、噴管、前緣、鼻錐等[4,5]。目前，制備連續(xù)纖維增強(qiáng)SiC陶瓷基復(fù)合材料的工藝主要包括化學(xué)氣相滲透法（chemical vapor infiltration, CVI）[6]、液相滲硅（liquid silicon infiltration, LSI）[7]、聚合物浸漬裂解（polymer impregnation and pyrolysis, PIP）[8]等。CVI工藝能夠?qū)崿F(xiàn)構(gòu)件的凈尺寸成型，但是工藝周期長、成本高昂；LSI工藝通過Si與C的原位反應(yīng)形成SiC基體，但是高溫反應(yīng)容易造成纖維損傷，同時(shí)基體中殘余硅難以控制。相比CVI和LSI工藝，PIP工藝具有微觀結(jié)構(gòu)可控、成本較低、復(fù)雜結(jié)構(gòu)大尺寸成型等優(yōu)勢(shì)；同時(shí)具備制備溫度相對(duì)較低，可減少高溫對(duì)纖維的損傷，能夠提升復(fù)合材料的綜合性能，是制備SiC陶瓷基復(fù)合材料迅速發(fā)展的方法。

自日本科學(xué)家Yajima合成了主鏈為Si-C結(jié)構(gòu)的聚碳硅烷（polycarbosilane, PCS）以來[9]，PCS作為SiC陶瓷先驅(qū)體受到了廣泛關(guān)注[10～12]，但該先驅(qū)體室溫下為固態(tài)，作為陶瓷基復(fù)合材料浸漬劑使用時(shí)存在浸漬效率偏低等不足。SiC陶瓷先驅(qū)體應(yīng)該具有以下特征：良好的工藝性，能制備連續(xù)纖維、薄膜及陶瓷基復(fù)合材料，陶瓷產(chǎn)率高等。在眾多先驅(qū)體中，液態(tài)聚碳硅烷具有低粘度、大量的活性官能團(tuán)及接近化學(xué)計(jì)量比的C/Si比等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是最具潛力的SiC陶瓷先驅(qū)體。美國聚合物轉(zhuǎn)化陶瓷領(lǐng)域的領(lǐng)導(dǎo)者——Starfire公司成功制備的商業(yè)化液態(tài)超支化聚碳硅烷陶瓷先驅(qū)體（稱為SMP）應(yīng)用于SiC基復(fù)合材料的制備[13]。研究表明，液態(tài)超支化聚碳硅烷在固化過程中發(fā)生氫化加成反應(yīng)，可顯著提升先驅(qū)體的分子量同時(shí)降低先驅(qū)體碎片的氣化，其陶瓷產(chǎn)率可超過70%[14,15]。Luo等采用液態(tài)SiC陶瓷先驅(qū)體（LPVCS）制備了SiC/SiC復(fù)合材料，結(jié)果表明復(fù)合材料的致密效率和密度顯著提高[16]。液態(tài)聚碳硅烷陶瓷先驅(qū)體合成工藝多樣、原料廣泛，這些因素影響先驅(qū)體的分子量、分子結(jié)構(gòu)等。聚合物先驅(qū)體的結(jié)構(gòu)不僅影響聚合物轉(zhuǎn)化陶瓷的制備工藝，同時(shí)還影響著最終陶瓷產(chǎn)物的組成、相結(jié)構(gòu)、微觀結(jié)構(gòu)及性能。因此，開展液態(tài)聚碳硅烷先驅(qū)體的固化及陶瓷化行為分析具有重要意義。

本文以含有Si-H和-C=CH2基團(tuán)的新型液態(tài)聚碳硅烷先驅(qū)體（LPCS）為研究對(duì)象，開展了LPCS的固化行為、陶瓷化過程及結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變研究，表征了其固化前后結(jié)構(gòu)及陶瓷化產(chǎn)物結(jié)構(gòu)，分析了其工藝性能及陶瓷產(chǎn)率，為LPCS先驅(qū)體采用PIP工藝制備SiC陶瓷基復(fù)合材料提供理論參考。

2 實(shí)驗(yàn)

2.1 主要原材料及實(shí)驗(yàn)

液態(tài)聚碳硅烷（LPCS）的交聯(lián)固化過程在N2氣氛保護(hù)下以一定程序升溫至300℃保溫2h，交聯(lián)固化得到固化產(chǎn)物。交聯(lián)固化產(chǎn)物于N2氛圍保護(hù)下在管式爐中升溫至不同的裂解溫度（700℃、1000℃及1500℃）熱解，熱解后得到黑色堅(jiān)硬產(chǎn)物。

2.2 實(shí)驗(yàn)表征

采用TG209F3型（NETZSCH，德國）DSC熱分析儀，稱量LPCS先驅(qū)體樣品置于坩堝中，分別以5K/min、10K/min、15K/min及20K/min的升溫速率在N2氛圍內(nèi)對(duì)其進(jìn)行升溫固化掃描，記錄固化反應(yīng)的起始溫度、峰值溫度及終止溫度；TG/TGA熱失重分析，N2氣保護(hù)，升溫速率為10K/min，升溫區(qū)間為室溫至980℃。紅外光譜分析（FT-IR）采用PerkinElimer 2000型紅外光譜儀表征LPCS先驅(qū)體及不同溫度處理樣品的結(jié)構(gòu)，波數(shù)范圍為400～4000cm-1。通過德國Bruker公司生產(chǎn)的D8 Advance型XRD衍射儀表征不同裂解溫度下裂解產(chǎn)物的晶相結(jié)構(gòu)，2掃描范圍為20°～90°。采用Anton Paar公司生產(chǎn)的MCR302型流變儀測(cè)試LPCS先驅(qū)體的粘溫曲線，空氣溫度條件下以5K/min的升溫速率由室溫升高至180℃，記錄不同溫度下先驅(qū)體的粘度變化。采用JEOL JSM-64690LV（JEOL）型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察碳化產(chǎn)物的微觀形貌。

3 結(jié)果與討論

3.1 LPCS的固化行為

圖1 不同升溫速率下LPCS先驅(qū)體的DSC曲線

LPCS在室溫下為流動(dòng)性良好的液態(tài)，可望作為PIP工藝制備SiC基復(fù)合材料的先驅(qū)體。通過DSC非等溫法可以探究LPCS的固化特性，圖1表示在不同升溫速率下LPCS的DSC曲線。可以發(fā)現(xiàn)，LPCS先驅(qū)體的固化為防熱反應(yīng)，反應(yīng)峰值溫度出現(xiàn)在220～255℃區(qū)間內(nèi)，隨著固化升溫速率的提高，放熱峰越來越顯著，同時(shí)峰值溫度逐漸向高溫方向移動(dòng)，這是因?yàn)殡S著升溫速率的升高，固化反應(yīng)時(shí)單位時(shí)間內(nèi)釋放的熱量增大（即d/d變大），而LPCS先驅(qū)體自身具有溫度變化的滯后性，產(chǎn)生更大的熱慣性導(dǎo)致固化反應(yīng)放熱峰向著溫度更高的方向平移。

對(duì)LPCS先驅(qū)體進(jìn)行固化動(dòng)力學(xué)分析能為初步確定先驅(qū)體的固化工藝參數(shù)提供理論指導(dǎo)。通過Kissinger方程、Ozawa方程和Crane方程可以得到固化反應(yīng)的表觀活化能、反應(yīng)級(jí)數(shù)等動(dòng)力學(xué)參數(shù)，其中表觀活化能a決定反應(yīng)難易程度、反應(yīng)級(jí)數(shù)可推測(cè)反應(yīng)機(jī)理，這些參數(shù)對(duì)于了解LPCS先驅(qū)體固化反應(yīng)有著十分重要的意義。

Kissinger方程[17]：

式中：為升溫速率，K/min；p為DSC曲線峰值溫度，K；為指前因子；為氣體常數(shù)，一般取8.314 J/(mol·K)；a為固化反應(yīng)表觀活化能，J/mol。依據(jù)Kissinger方程，通過ln(/p2)對(duì)1/p作圖，如圖2a所示。采用線性擬合的方法可獲得擬合直線，通過所得直線的斜率、截距可算出觀活化能（a=94.61kJ/mol）和指前因子（=1.59×109）。

在計(jì)算動(dòng)力學(xué)參數(shù)時(shí)，Ozawa方程避免了對(duì)反應(yīng)機(jī)理函數(shù)的假設(shè)而直接求解反應(yīng)活化能a值，被廣泛應(yīng)用于驗(yàn)證其它各種假設(shè)反應(yīng)機(jī)理函數(shù)求出的a值，其公式如下[18]：

式中，α為固化度；G(α)為積分形式機(jī)理函數(shù)。根據(jù)Ozawa方程，以logβ對(duì)Tp作圖，可得到近似線性關(guān)系，反應(yīng)活化能Ea可通過擬合直線斜率計(jì)算得到Ea為99.07 kJ/mol，與前文采用Kissinger方程計(jì)算的活化能Ea值相近。

LPCS先驅(qū)體固化反應(yīng)是過程復(fù)雜，涉及眾多分子鍵合形成穩(wěn)定網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的過程，其反應(yīng)級(jí)數(shù)的計(jì)算則需要借助Crane方程[19]，如下所示：

一般采用級(jí)固化反應(yīng)模型描述樹脂的固化反應(yīng)動(dòng)力學(xué)：

將Kissinger、Ozawa和Crane方程求出的化學(xué)動(dòng)力學(xué)參數(shù)（指前因子為1.59×109，a取Kissinger和Ozawa方程平均值為96.84kJ/mol，反應(yīng)級(jí)數(shù)為0.94）代入式（6），可得LPCS先驅(qū)體固化動(dòng)力學(xué)方程：

固化度與反應(yīng)溫度及反應(yīng)時(shí)間都有著緊密的關(guān)系，反應(yīng)溫度越高，反應(yīng)時(shí)間越長，固化度越大。

LPCS經(jīng)過交聯(lián)固化后形成淡黃色固體，通過FTIR表征了固化前后先驅(qū)體的結(jié)構(gòu)變化，如圖3所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，在LPCS先驅(qū)體的紅外圖譜中，3078、1630cm-1分別為-CH=CH2中C-H的伸縮振動(dòng)峰及C=C雙鍵的伸縮振動(dòng)峰；2920、2882cm-1出現(xiàn)的吸收峰分別表示的是Si-CH3和Si-CH2-Si中的C-H伸縮振動(dòng)峰；2131cm-1的吸收峰為Si-H伸縮振動(dòng)峰；Si-CH2-Si的變形振動(dòng)峰位于1356cm-1處，1250cm-1特征吸收峰為Si-CH3中C-H的變形振動(dòng)峰，Si-O-Si鍵的伸縮振動(dòng)峰出現(xiàn)在1047cm-1處。由FTIR結(jié)果可知，LPCS先驅(qū)體分子鏈中含有Si-CH2-Si，Si-H、Si-CH3等結(jié)構(gòu)單元。對(duì)比固化后的LPCS紅外圖譜，在3440 cm-1和1610cm-1出現(xiàn)新的吸附峰，這可能是制樣過程中引入的吸附水中O-H的伸縮振動(dòng)和彎曲振動(dòng)造成的[20]。3070cm-1和1630cm-1的-C=CH2中C-H伸縮振動(dòng)和C=C伸縮振動(dòng)吸收峰消失，位于2131cm-1的Si-H伸縮振動(dòng)峰強(qiáng)度明顯下降，同時(shí)Si-H伸縮振動(dòng)峰與1250cm-1處Si-CH3變形振動(dòng)的吸光度比值顯著降低，可推測(cè)LPCS的固化反應(yīng)包括Si-H之間的脫氫耦合以及-C=CH2和Si-H鍵之間的加成反應(yīng)，先驅(qū)體形成空間網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，先驅(qū)體由液態(tài)變成淡黃色不溶不熔固體。

圖3 LPCS先驅(qū)體及不同溫度裂解產(chǎn)物的FTIR圖譜

3.2 LPCS陶瓷化行為分析

為了研究LPCS先驅(qū)體由聚合物向陶瓷轉(zhuǎn)化的陶瓷化過程，對(duì)固化前后先驅(qū)體開展了從室溫至980℃的TG分析，實(shí)驗(yàn)在N2氛圍中進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖4所示。由固化前LPCS的TG曲線可知，先驅(qū)體在室溫至150℃之間微小失重，這部分主要是發(fā)生了先驅(qū)體小分子揮發(fā)等；200～400℃階段具有大量失重，先驅(qū)體的交聯(lián)固化主要發(fā)生在該階段，先驅(qū)體發(fā)生脫氫耦合以及-C=CH2和Si-H鍵之間的加成反應(yīng)等；400～800℃階段主要是先驅(qū)體的有機(jī)官能團(tuán)的斷裂和熱分解，產(chǎn)生H2、CH4等小分子氣體逸出；高于800℃以后，先驅(qū)體從有機(jī)物向無機(jī)物的轉(zhuǎn)變基本完成，產(chǎn)物為均一的無機(jī)物，該階段先驅(qū)體的失重較小，基本處于穩(wěn)定狀態(tài)。經(jīng)過交聯(lián)固化后的LPCS先驅(qū)體，室溫至400℃階段失重較小，這是由于先驅(qū)體已經(jīng)過300℃的交聯(lián)固化反應(yīng)，該階段保持穩(wěn)定；400℃以后的階段與固化前LPCS先驅(qū)體樣品曲線趨勢(shì)一致，同樣發(fā)生了先驅(qū)體分子側(cè)鏈有機(jī)官能團(tuán)斷裂、有機(jī)-無機(jī)轉(zhuǎn)化等陶瓷化過程，但是最終陶瓷產(chǎn)率較固化前樣品有顯著提高，其980℃條件下裂解陶瓷產(chǎn)率可達(dá)82.1%?？芍?，陶瓷先驅(qū)體的交聯(lián)固化過程對(duì)陶瓷化過程有著重要意義。

圖4 LPCS先驅(qū)體交聯(lián)固化前后TGA曲線

對(duì)比研究了不同溫度下裂解產(chǎn)物的FTIR圖譜，如圖3中的(c)、(d)、(e)所示。在700℃條件下裂解產(chǎn)物，先驅(qū)體中Si-H等特征吸收峰消失，只在2920cm-1（Si-CH3中的C-H伸縮振動(dòng)峰）、2882cm-1（Si-CH2-Si中的C-H伸縮振動(dòng)峰）及1384cm-1（Si-CH3中的C-H彎曲振動(dòng)峰）出現(xiàn)微弱的吸收峰，同時(shí)新出現(xiàn)了983cm-1和778 cm-1附近新的寬峰，分別對(duì)應(yīng)于Si-O-Si和Si-C特征吸收峰，表明在700℃條件下先驅(qū)體發(fā)生了有機(jī)無機(jī)轉(zhuǎn)化，有機(jī)官能團(tuán)基本分解，形成無定形結(jié)構(gòu)的SiC，這與前文TG分析結(jié)果保持一致；當(dāng)裂解溫度升高至1000℃后，有機(jī)官能團(tuán)完全消失，只出現(xiàn)1087cm-1和820cm-1特征吸收峰，同時(shí)與700℃圖譜相比，吸收峰半峰寬變窄和出現(xiàn)藍(lán)移現(xiàn)象，表明先驅(qū)體在該溫度條件下完成了無機(jī)化轉(zhuǎn)變；裂解溫度進(jìn)一步提高至1500℃，吸收峰變得更加尖銳、峰寬變窄，先驅(qū)體發(fā)生了深度陶瓷化轉(zhuǎn)變。

通過XRD對(duì)LPCS先驅(qū)體在不同熱解溫度下裂解產(chǎn)物的相結(jié)構(gòu)進(jìn)行了分析，如圖5所示。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，700℃條件下裂解產(chǎn)物為無定形狀態(tài)，沒有出現(xiàn)明顯的衍射峰，只在36°附近出現(xiàn)強(qiáng)度很小的寬峰，表明在該溫度下裂解形成的是無定形態(tài)SiC。1000℃下裂解產(chǎn)物衍射圖譜開始出現(xiàn)了位于2=36.5°、60.1°和71.9°的寬峰，分別歸屬于β-SiC的（111）面、（220）面和（311）面（2=71.9°）；同時(shí)還出現(xiàn)了石墨（002）晶面（2=26.5°）的衍射峰，說明在該條件下裂解先驅(qū)體完成了無機(jī)化轉(zhuǎn)化，得到了結(jié)晶程度較低的SiC和少部分石墨碳。當(dāng)裂解溫度進(jìn)一步提高至1500℃，裂解產(chǎn)物位于36.5°、60.1°、71.9°的特征衍射峰強(qiáng)度變強(qiáng)、峰型趨向尖銳，說明1500℃下非晶態(tài)陶瓷完成β-SiC微晶形成的晶化過程，陶瓷產(chǎn)物主要為晶化β-SiC。由此可知，先驅(qū)體的熱解溫度對(duì)產(chǎn)物的結(jié)晶行為具有重要影響。

通過SEM表征了LPCS先驅(qū)體不同溫度裂解產(chǎn)物的微觀形貌，如圖6所示。可以發(fā)現(xiàn)，在1000℃和1500℃條件下裂解得到陶瓷產(chǎn)物表面致密，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的微孔，表明LPCS先驅(qū)體能高溫裂解形成無孔致密陶瓷，同時(shí)基于該先驅(qū)體具有高的陶瓷產(chǎn)率，LPCS先驅(qū)體有望成為適宜的SiC陶瓷基復(fù)合材料的候選先驅(qū)體之一。

圖5 交聯(lián)固化PLCS先驅(qū)體不同溫度裂解產(chǎn)物的XRD圖譜

圖6 交聯(lián)固化LPCS先驅(qū)體在不同溫度裂解陶瓷產(chǎn)物SEM圖

3.3 LPCS工藝適用性

首先，對(duì)比了水珠與LPCS先驅(qū)體在碳纖維織物上的浸潤性，如圖7所示。由圖可知，小水珠與碳纖維浸潤性差，液滴與碳纖維表面接觸角較大，而LPCS先驅(qū)體能夠完全鋪展在碳纖維織物上，說明其與碳纖維有良好的浸潤性，有利于提升PIP的浸漬效率。

圖7 水珠和LPCS先驅(qū)體液滴滴在碳纖維織物表面的形態(tài)

LPCS的室溫粘度為0.25Pa·s，粘度低于0.3Pa·s，滿足浸漬要求[21]；將先驅(qū)體在室溫下放置45d后，其粘度為0.28Pa·s，同樣表現(xiàn)出良好的流變性能，表明LPCS先驅(qū)體粘度特性隨著存放時(shí)間變化不大，便于工程化生產(chǎn)PIP工藝對(duì)先驅(qū)體的使用與存在。由LPCS先驅(qū)體的粘溫曲線（5K/min）可知（圖8a），隨著溫度的升高先驅(qū)體粘度略有下降，當(dāng)溫度高于160℃后，粘度開始增加，先驅(qū)體開始發(fā)生固化反應(yīng)，這與DSC測(cè)試結(jié)果一致。圖8b給出的是LPCS先驅(qū)體室溫放置前后的FTIR圖譜。先驅(qū)體在室溫放置45d后，其紅外特征吸收峰保持一致，說明其結(jié)構(gòu)沒有明顯變化，進(jìn)一步說明了LPCS先驅(qū)體具有良好的存放性，便于PIP工藝的實(shí)施。綜合來看，LPCS先驅(qū)體具有良好的纖維浸潤性、適宜的室溫粘度和優(yōu)異的室溫存在穩(wěn)定性，可作為PIP工藝制備連續(xù)纖維增強(qiáng)碳化硅陶瓷基復(fù)合材料的候選液態(tài)先驅(qū)體。

圖8 LPCS先驅(qū)體室溫放置前后的粘溫曲線和FTIR圖譜

4 結(jié)束語

通過DSC、FT-IR、TG、XRD等表征手段對(duì)LPCS先驅(qū)體的固化、陶瓷化及產(chǎn)物進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論：

b. LPCS先驅(qū)體經(jīng)交聯(lián)固化后，在不同溫度下裂解產(chǎn)物為致密結(jié)構(gòu)，在980℃下的陶瓷產(chǎn)率可達(dá)82.1%，1000℃裂解產(chǎn)物為非晶態(tài)結(jié)構(gòu)，當(dāng)溫度升高至1500℃后，裂解產(chǎn)物發(fā)生晶化轉(zhuǎn)變，產(chǎn)物主要形成β-SiC結(jié)構(gòu)。

c. LPCS先驅(qū)體具有良好的纖維浸潤性、適宜的室溫粘度和優(yōu)異的室溫存在穩(wěn)定性，可作為PIP工藝制備連續(xù)纖維增強(qiáng)碳化硅陶瓷基復(fù)合材料的候選液態(tài)先驅(qū)體。

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Curing and Ceramization of A Liquid Polycarbonsilane Precursor

Zhu Shibu Zhang Qiang Meng Xiangli Yang Xing Yan Liansheng Zhang Xiaohu Cui Hong

(Xi’an Aerospace Composites Research Institute, Xi’an 710025)

The ceramization and curing behaviors of liquid polycarbosilane (LPCS) precursor for SiC ceramic were investigatedby differential scanning calormetry (DSC) and thermogravimetric analysis (TGA). The structures and morphology of ceramic products were characterized by fourier transform infrared spectrometry (FTIR), X-ray diffraction (XRD) and scanning electron microscope (SEM). The kinetic parameters of this precursor were calculated by Kissinger, Ozawa and Crane equations, and the results were summarized as following: apparent activation energy (a) was 96.84kJ/mol and reaction order was 0.94. The mass loss for LPCS mainly occurred in 400～800℃, in which organic groups decreased and polymer-to-ceramic transformation completed. The XRD results indicated that the ceramic product maintained amorphous structure below 1000℃, and ceramics started to crystallize above 1500℃, resulting in the formation of β-SiC structure. LPCS possessed relative low temperature viscosity (0.25Pa·s) and well stability in air, so LPCS precursor was suitable for preparing SiC composite by means of PIP process.

LPCS precursor；curing kinetics；ceramization；SiC ceramic

國防基礎(chǔ)科研項(xiàng)目（JCKY2017203C041）。

朱世步（1986），博士，材料學(xué)專業(yè)；研究方向：陶瓷基復(fù)合材料制備與性能。

2019-05-22