选用日本东丽公司（Toray Industries，Inc）生产的T300碳纤维作为制备C/SiC复合材料的增韧纤维。三维针刺预制体是将单层0°无纬布、胎网、90°无纬布、胎网依次循环叠加，用接力式刺针技术在垂直于铺层方向上引入碳纤维束，使相邻铺层间紧密结合在一起。

采用CVI工艺，通过甲烷的热解和渗透，在碳纤维预制体表面原位沉积一层PyC界面相。以PCS为先驱体，实验前将PCS研磨成粉体，按一定比例将交联剂A和PCS混合成溶液，搅拌均匀，然后采用PIP工艺向预制体中引入溶液。低温预固化后，通过重复浸渍-裂解过程，达到逐步封填孔洞，提高复合材料密度。采用化学气相沉积工艺（Chemical Vapor Deposition，CVD），以三氯甲基硅烷（MTS）为气源，氩气为稀释气体，在加工后的试样表面沉积SiC涂层。

按照测试标准要求加工出相应试样尺寸，其中弯曲试样尺寸为45×7×3.5 mm；断裂韧性试样尺寸为40×3×6 mm，并在试样中间切割出高度为3 mm，宽度不大于0.2 mm的切口；烧蚀试样尺寸为Φ29.^+0.2₀×5 mm。

针对复合材料的力学性能，采用CSS-1101系列电子万能试验机测试试样的室温弯曲强度，跨距35 mm，加载速率0.5 mm/min；断裂韧性跨距为24 mm，加载速率为0.05 mm/min。

采用氧乙炔烧蚀系统，按照国军标GJB323A-1996对试样的抗烧蚀性能进行了测试：氧气压力为0.4 MPa，流量为1.512 m³/h，乙炔压力为0.095 MPa，流量为1.116 m³/h，喷嘴直径为2 mm，枪口到试样烧蚀表面中心的距离为10 mm，热流密度(4186.8±418.68)kW/m²。烧蚀时间20 s。试样冷却后，测量试样的线烧蚀率和质量烧蚀率。

采用阿基米德排水法测试试样密度和气孔率，其计算公式为：

式中：P₀为开气孔率，vol.%；D₀为体积密度，g/cm³；d为水的密度，g/cm3；m₁为干重，即试样干燥后的质量，g；m₂为浮重，即试样浸泡于水中的质量，g；m₃为湿重，即试样浸渍饱和后在空气中的质量，g。

试样在实验前后的表面形貌和内部微结构用扫描电子显微镜（SEM，S-4800，Japan）进行表征和分析，表面能谱（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）分析烧蚀后试样表面的化学元素组成。

采用PCS/A改性先驱体，在复合材料基体致密化过程中，试样增重率小于1%，则达到完成浸渍裂解过程的要求。相比采用单组分PCS先驱体，采用PCS/A改性先驱体，浸渍裂解过程缩短了3~4个周期，在制备时间上缩短4~6天。采用改性先驱体制备得到的C/SiC复合材料，其密度达到2.01 g/cm³，气孔率降低到7.2%，相比单组分PCS先驱体均有提高。表1给出了对比结果。

表1 试样基本结构参数
Tab.1 Basic structure parameters of two C/SiC samples

图1给先驱体改性前后制备得到的试样显微结构照片。从图1（a）中可以看到，采用未改性先驱体制备的C/SiC复合材料，内部存在大量的孔隙，特别是纤维束间的孔隙没有被填充，宽度可达到几十微米。同时，也可以看到纤维束内结构疏松，表明先驱体溶液没有很好地填充束内孔隙。采用改性先驱体后，C/SiC复合材料内部相对比较致密，如图1（b）所示，基体基本完全填充了预制体纤维束间和束内的孔隙，这表明在浸渍裂解致密化过程中，先驱体溶液能够渗透到预制体各个部位。但在个别部位，主要是纤维束之间，仍存在尺寸较大的孔隙。在纤维束内部，碳纤维基本被基体包围，在碳纤维结合紧密的部位，存在基体未能进入的孔隙。这些孔隙的存在，从显微结构上看，是一种缺陷，很容易成为裂纹源或者外界氧化介质侵蚀碳纤维的途径。但是从另外一方面看，当外来裂纹遇到这些孔隙时，会在此处发生分叉，增加裂纹扩展路径，消耗外加载荷能量，能够在一定程度上提高材料强度。从总体上看，复合材料内部致密度有较大提高，这也与密度和气孔率的测量结果相验证。

图1 两种先驱体制备C/SiC 复合材料内部显微结构照片
Fig.1 Inner microstructures of C/SiC samples prepared by two precursors

图2（a）给出了试样力学性能测试过程中，应力与应变之间的曲线图。从图中可以看到，3个试样的最大弯曲强度均在400 MPa以上，弯曲位移在2.0%以上，3个试样均呈现出脆性断裂的迹象。在试样断裂前，强度与应变曲线几乎成线性变化。但同时在试样1#与2#曲线的最后阶段，可以看到曲线存在波动，这表明在试样发生灾难性断裂之前，有少量纤维的阶段性拔出，消耗了一部分能量。图2（b）给出试样断裂韧性测试中载荷与位移之间的关系图。从图中可以看到，与弯曲应力应变曲线类似，载荷位移曲线同样呈现出线性变化趋势。但是在载荷最大值附近，可以看到曲线出了波动，特别是1#试样，在载荷下降后，出现了回升，这表明纤维继续发挥承载作用。表2给出了先驱体改性前后，C/SiC试样弯曲强度和断裂韧性性能对比。可以看到，改性后试样的弯曲强度达到459.5 MPa，优于采用单PCS组份制备得到复合材料弯曲强度（302.5 MPa），提升了51.9%。对比试样断裂韧性，改性后为13.6 MPa·m^1/2，较单组分PCS制备得到的复合材料表现出较好的断裂韧性（10.3 MPa·m^1/2），提升了32.0%。

图2 改性先驱体试样力学性能测试曲线
Fig.2 Test curves for bending strength and fracture toughness of modified precursor sample

表2 先驱体改性前后C/SiC复合材料力学性能对比
Tab.2 Comparison of mechanical properties of C/SiC samples before and after modification

图3给出试样在做完三点弯曲试验后断口形貌照片。从图3（a）中可以看到，存在纤维束和纤维丝的拔出情况，这说明在加载过程中，纤维发挥了其作为主要承载组元的作用。图3（b）中，纤维束的断口较为整齐，纤维与基体结合紧密，几乎没有拔出，表明在外加载荷作用下，载荷直接由基体传递到纤维，使得大部分纤维发生脆性断裂。在图3（c）中，可以看到有大量的纤维拔出，并且拔出的长度较长，表明碳纤维在承载过程中，裂纹在遇到纤维后，传播路径发生了偏转，裂纹沿纤维轴向传播了一段距离。因此该部分对材料的韧性贡献较大。同时碳纤维在不同尺度上的拔出也说明了致密化过程对碳纤维没有造成严重的损伤，也是对致密化工艺可行性的一种验证和佐证。碳纤维在轴向优秀的力学性能得到了有效的发挥，在提升弯曲强度的同时，也有助于韧性的提升，这一点也得到了断裂韧性数据的验证。

图4给出了改性先驱体制备试样在做完三点弯曲试验后截面形貌照片。

图3 改性先驱体制备C/SiC 复合材料断口形貌照片
Fig.3 Fracture morphology of C/SiC composite prepared by modified precursor

图4 改性先驱体制备C/SiC 复合材料三点弯试样截面微结构照片
Fig.4 SEM images of cross profile microstructure of three-point bending sample of C/SiC composite prepared by modified precursor

从图中可以清晰地看到试样在受力过程中，裂纹的扩展路径。在受力过程中，裂纹基本是沿着纤维束的边缘部分进行扩展，特别是当纤维束方向与裂纹扩展方向平行时，裂纹的扩展更顺利。仔细观察，裂纹主要在基体中扩展，只有少数分支进入到纤维束内，这些纤维束都呈现出非致密性。在裂纹的传播过程中，可以看到垂直于裂纹传播方向的纤维和纤维束，起到了很好的桥接作用，保持了材料的整体性。受力断裂的纤维，也表现出很好的拔出效果，增加了能量消耗，提升了材料韧性。这与复合材料受力过程的理论分析结果很好地吻合。

根据国军标GJB323A-1996，采用氧乙炔焰对改性先驱体制备的C/SiC复合材料进行了烧蚀性能的考核，考核时间为20 s。经过计算，材料的线烧蚀率为8.3×10^-3 mm/s，质量烧蚀率为4.3×10^-3 g/s，均优于单组分PCS制备得到的C/SiC复合材料。表3给出了先驱体改性前后复合材料烧蚀性能对比参数。

表3 先驱体改性前后烧蚀参数对比
Tab.3 Ablation property parameters of precursor before and after modification

图5给出试样烧蚀后的形貌显微照片。从图5中可以看到，烧蚀试样的表面可以分为三个区域：烧蚀中心区、烧蚀过渡区、烧蚀边缘区，每个区域的形貌不同。在烧蚀中心区，主要以热物理烧蚀和机械冲刷为主。在烧蚀中心区域，表面涂层被侵蚀掉，使得纤维暴露在烧蚀环境中，部分纤维被侵蚀，同时纤维间的基体也被烧蚀出坑洞。由于极大的温度差，可以看到基体中出现裂纹。在烧蚀过渡区，可以看到有液态物质流动的痕迹，这表明在烧蚀过程中，涂层氧化生成的二氧化硅能够有效地附着在试样表面，对试样起到保护的作用。在烧蚀边缘区域，可以看到菜花状突出，表面SiC涂层没有被侵蚀，只是在高温作用下发生了长大。针对烧蚀形貌的分析可以看到，试样由于其具有较高的致密度，能够有效地抵御烧蚀过程中烧蚀介质通过孔隙进入到材料内部，从而避免造成更深范围的侵蚀，表明材料的抗烧蚀性能有了一定的提升。

图5 试样烧蚀后的显微形貌照片
Fig.5 SEM image of modified C/SiC sample after ablation test

表4给出了图5中烧蚀边缘区（A点）、烧蚀过渡区（B点）和烧蚀中心区（C点）三点的EDS成分分析结果（At%）。从测试结果可以看到，从位置A到位置C，C、O和Si三种元素呈现出不同的变化趋势，C元素和Si元素从烧蚀边缘区到中心区域均呈现出持续增加，其中C元素在中心区域有一个明显的升高，这主要是由于在烧蚀中心区域，SiC涂层被严重侵蚀，使得碳纤维暴露出来，导致成分检测中，C元素的含量快速升高。在烧蚀边缘区域，O元素含量高达61.04 At%，表明在该区域，存在大量的氧化物，经过分析，可判断其主要为二氧化硅。这主要是因为在烧蚀过程中，该区域没有受到严重冲蚀，但是温度达到了碳化硅的氧化温度，从而导致了碳化硅的强烈氧化，并且生成的二氧化硅能够存留在试样表面。在烧蚀中心区域，O元素含量迅速下降。因为在中心区域，由于冲蚀严重，氧化产物很快就被高速烧蚀气流冲走，存留在表面上的很少。

表4 烧蚀试样不同位置成分分析
Tab.4 Components of C/SiC sample after ablation test at different positions