及陶瓷基复合材料的研宄，（E-mail）先驱体浸渍裂解技术（PIP）是制备SiC陶瓷基复合材料*常用的方法之一。PIP技术是指通过将主链含有Si的有机聚合物溶液或熔融体浸渍碳纤维预制件或其他材料，干燥固化后在惰性气氛保护下高温裂解，得到以SiC为基体的复合材料。连续C（SiC）纤维增强SiC陶瓷基复合材料由于具有高强度、高韧性、耐磨、低密度和耐高温氧化等优异性能，可取代部分金属部件应用于航天飞机、高性能发动机等尖端领域，故被称为21世纪航空、航天以及高技术领域应用的新材料。因而引起了国内外许多科技工作者的重视，如日本试验空间飞机HOPE-X的第二代热结构材料中有PIP工艺生产的Cf/SiC材料做热防护部件；美国的航天试验验证机X-33的热保护系统也是使用PIP-Cf/SiC构件，如鼻锥、面板等。　　PIP工艺制备SiC陶瓷所使用的先驱体较多，其中*常用的先驱体是聚碳硅烷（PCS）。报道的PIP工艺制备Cf/SiC复合材料的PCS 1.实验采用真空浸渍一裂解工艺，将碳纤维体积分数为42~44%的三维四向编织件（120mmx60mmx3.3mm）置于密闭容器中，抽真空后加入PCS的二甲苯溶液，浸渍后取出干燥，在N2保护下高温裂解，如此循环浸渍-裂解10次，得到3D-Cf/SiC复合材料。CVD-SiC涂层的制备采用三氯甲基硅烷为原通常数均分子量在1200以上，软化点较高。如日本的Tanaka以PIP工艺制备Cf/SiC材料采用的PCS其数均分子量为1335，重均分子量为2793，软化温度为239°C，得到的材料弯曲强度为420MPa，断裂韧性为11.5MPam1/2.如何克服碳纤维在高温下被氧化，材料表面涂覆抗氧化涂层是非常有效的手段。目前，研宄者多采用单一方法在Cf/SiC复合材料表面制备单一抗氧化涂层。本文研宄了以低分子量的PCS和碳纤维为原料，先采用PIP技术制备了3D-Cf/SiC复合材料，然后按照“多层防御、协同作用”的设计原则，运用CVD和粉末烧结技术相结合在3D-Cf/SiC表面依次形成了CVD-SiC粘接层——自愈合功能层——CVD-SiC耐冲蚀层等抗高温氧化涂层，并对3D-Cf/SiC矢量喷管调节密封片进行了环境考核。　　料，H2为载气及催化剂，Ar为稀释气体，载气与稀释气体的体积流量比为1.52.0，反应沉积温度控制为1100C，沉积炉内压力控制MoSi2、SiC和Y2O3等粉体均匀混合后涂覆材料表面在空气中煅烧而成。　　1.3组成结构及性能测试仪进行测定，波谱范围为4004000cm-1，样品采用KBr压片法。GPC测定在Waters-1515型高效凝胶溶胶液相色谱仪进行，溶剂为THF，流速1mL/min，聚苯乙烯作标样。软化点测定，采用西德HMK 60120熔点测量仪。热重和差热分析采用Hi-rESTGA2950型热重分析仪，在高纯氮气保护下测定，氮气流速为60mL/min，升温速率为10°C/min.XRD在SiemensD-500型X射线衍射仪上进行，测试条件：CuKa射线，管电压35KV，管电流35mA，20=15.90TEM分析，利用EOL-2010型分析透射电子显微镜，工作电压200kV.复合材料强度采用三点弯曲法测试，跨高比12，加载速率为0.5mm/min，测试在CSC?1101型电子万能试样机上进行。SEM分析，采用SM-5600LV（EOL）型扫描电子显微镜。　　2结果与讨论2.1聚碳硅烷从低分子量PCS的红外光谱图可以cm-1处为饱和C-H伸缩振动；2100cm-1为Si-H伸缩振动；1400这些都是典型的PCS吸收峰。综合分析表明聚碳硅烷的基本结构单元为实验所用的低分子量PCS的GPC曲线，计算出数均分子量为420，分子量分布系数为2.86.实验测得它的软化点为110120°C. 2.2低分子量的PCS的无机化过程低分子量的有机PCS转化成无机SiC的过程大致可以分为以下几个阶段：**阶段在250650C范围内，这时Si-H含量明显减少，Si-H与C-H等断键交联形成网络结构；Si-CH3含量减少；产生的H2、CH4等气体和小分子的PCS?同逸出，是主要的失重区域。颜色变化非常明显，从淡黄、黄到直到深棕色。不过，PCS主要还处在有机状态。　　全消失，大部分Si-CH3消失，Si-CH2-Si键迅速减弱，Si-O-Si键增强，还有微弱的C-H伸缩振动吸收峰，进一步放出H2、CH4等小分子气体。这个阶段失重也比较明显，颜色从深棕色到黑色，是重要的有机向无机转化阶段。Boullon等人认为，温度升到600C左右纤维的颜色变成淡褐色的原因是Si-CH3基团之这种生色基团不断扩展，若温度继续上升还会有游离碳析出致使颜色变成深黑色。另外，DTA曲线表明在整个无机化失重过程中的吸热和放热比较复杂，既有分解过程的吸热，也有交联缩合过程的放热。　　第三阶段在8501200C，是进一步无机化阶段。此时，残余的有机基团完全消失，无机基团增长，有少量的失重，陶瓷产率约70%.游离碳含量增加并逐渐规整化。XRD图上明显产生了可归属于P PCS的热失重和差热分析结果Fig.6TGAandDTAresults不同温度下PCS裂解产物的XRD图谱Fig.7间发生脱氢反应生成C=C基团。随着热裂解分别对应于（/以）、（220）和（3以）的衍射，温度的升高，颜色进一步加深的原因是C=C并且随着烧成温度升高，P -SiC结晶颗粒逐渐增大。　　口CVD-SiC粘接层（a）、自愈合功能层（b）和三层涂层后（c）的照片C裂解产生SiC的TEM照片Fig.8没有填平编织条纹，因此编织纹路还比较清晰；自愈合功能层是通过粉末涂刷后烧结制备，基底表面有一定粗糙度能够增加附着力，分别是低分子量PCS在1000°C和1200°C裂解产生SiC的透射电镜照片。从图上可以看出，PCS在1000C裂解形成SiC微晶颗粒非常小，尺寸只有几个纳米；而PCS在1200C裂解的SiC的颗粒已经明显长大，其颗粒大小在20nm以上。说明PCS裂解形成的SiC的晶粒尺寸随着裂解温度的升高而增大。　　2.3构件抗高温氧化涂层的制备是Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片表面制备CVD-SiC粘接层（a）、自愈合功能层（b）和CVD-SiC耐冲蚀层（c）的光学照片。　　从（a）可以看出，在制备了CVD-SiC粘接层后，由于编织条纹较深，CVD-SiC粘接层表1三层涂层试样高温氧化288小时后的质量保留率及弯曲强度Table实，没有缺损现象；1（b）进一步放大后的形貌显示碳纤维保持完好，在向火面靠近涂2.5构件的环境考核bookmark7经过195min常态及40s加力状态（*大压力约3个大气压）环境考核后的3D-Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片抗氧化涂层在扫描电镜下的形貌。从0（a）可以看出*外层CVD-SiC抗冲蚀层的SiC组成颗粒形貌没有明显的变化，涂层没有剥落和吹蚀的痕迹。　　从0（b）掰开部位的涂层形貌可以看出组成三层涂层的各层之间结合良好，涂层体系中的各层都保持完好。1是3D-Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片试样向火面的断口显微形貌。从1（a）可以看出试样断口有非常长的碳纤维拔出，碳纤维排列整齐而密从（b）可以看出，在制备自愈合功能层后，构件表面是均匀和平整的，涂层没有脱落和明显开裂现象；（c）为制备CVD-SiC耐冲蚀层后的照片，制备CVD-SiC耐冲蚀层后表面光洁度提高，涂层带有银色光泽，向火面由于受化学气相沉积炉内气氛的影响涂层颜色有深浅之分，但涂层整体比较均匀，并不会影响涂层体系的抗高温氧化效果。　　3D-Cf/SiC复合材料的抗高温氧化性能表1为3D-Cf/SiC复合材料表面三层涂层试样在800、900、1000、1100和1200°C经过288hr的高温氧化后试样的质量保留率及弯曲强度。结果表明试样的氧化失重率较低，*小的仅为1.7°%；弯曲强度保持在353.0MPa以上，*高可达453.9MPa，说明保留了较高的弯曲强度。通常，氧化失重与强度保留的关系总体来说是失重率低则强度高，但并不是完全的对应关系。因为试样的氧化有不均匀性，局部的过度氧化会造成材料整体性能的降低，因而很小的失重就可能导致材料力学性能的明显下降。反之当试样的氧化是非常均匀的，即使较大的氧化失重仍能保持材料较高的机械强度。　　层部位的碳纤维没有明显的受损痕迹。　　境考核后，在高温高压气流的冲蚀下，3D-Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片的三层抗氧化涂层依然保持完好，没有破损或脱落的现象发生；材料内部靠近涂层位置的碳纤维也保持完整，没有明显的氧化受损痕迹，说明抗氧化涂层发挥了有效的保护作用。　　1环境考核后3D-Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片中碳纤维SEM照片Fig.11SEMimagesofcarbonfibers 3结论子量PCS的基本结构单元为n（R为-CH3或-H），波数为2100cm-1附近有Si-H的强吸收峰，说明其活性较强；数均分子量为420. TEM分析表明，低分子量PCS的开始失重温度仅为150°C左右，主要失重温度范围为150700°C，比常用的PCS约低150°C，陶瓷产率约70°%；在1200C时PCS无机化基本完全，主要转变为P-SiC晶态产物，并且随着温度升高P-SiC晶体颗粒增大。　　材料，并用CVD和粉末烧结技术在复合材料表面制备了三层抗高温氧化涂层。8001200C煅烧288小时后，3D-Cf/SiC抗高温氧化复合材料质量损失较小，弯曲强度保留率较高，表明其具有较好的耐高温氧化性能。　　经过高温高压及195min常态及40s加力状态环境考核后，3D-Cf/SiC复合材料矢量喷管调节密封片的三层抗氧化涂层和碳纤维依然保持完好，没有明显的氧化受损痕迹，说明复合材料构件具有较好的耐高温氧化性能。