浆料注射法制备 Cf/SiC-ZrC 复合材料及其
力学和抗氧化性能

摘 要：本文以 SiC 粉和 ZrC 粉为原料，配制固含量体积分数为 30%的水基陶瓷浆料，分别采用浆料注射法和真 空浸渍法将浆料引入到密度为 0.2 g/cm³ 的碳纤维预制体中，结合化学气相渗透和反应熔渗工艺制备 Cf/SiC-ZrC 复合材料。观察分析素坯和 Cf/SiC-ZrC 复合材料的形貌与组织结构，测定复合材料的密度、开孔率、抗弯强度和 抗氧化等性能。结果表明，相比真空浸渍法，浆料注射法能一次将SiC粉和ZrC粉均匀引入碳纤维预制体中，坯 体体积一次填充37.3%。注射后处理样的平均密度为2.91 g/cm³，中心和外层的抗弯强度相差较小，分别为41.12 MPa和43.90 MPa，材料的断裂方式均表现为假塑性断裂,。注射后处理样在空气中氧化120 min后，表面形成了 较为连续致密的氧化层，氧化趋于平衡稳定，表现出较好的抗氧化性能。

关键词：浆料注射；真空浸渍；Cf/SiC-ZrC复合材料；力学性能；抗氧化性能 文献标志码： A

随着航空航天领域技术的不断进步，对其所使用

材料的抗氧化、耐烧蚀性能要求也越来越严苛^［1］。C/C 复合材料在氧化气氛中400 °C就开始被氧化，限制了 其在极端环境下的应用^［2］°C/SiC复合材料在长期高温 氧化气氛中，SiC基体会从被动氧化转变为主动氧化， 因此，也限制了其在长期氧化环境中的应用^［3］。大量 研究表明，在C/C基体中引入包括过渡金属硼化物和 碳化物在内的超高温陶瓷是提高 C/C 复合材料抗氧 化、耐烧蚀性能的有效方法之一^［4-7］，特别是 ZrC 具 有高熔点(3 540。0,且其氧化物ZrO2的熔点相当高 (〜2973 K),是航空航天热结构材料常用的基体材 料^［10-11］。一般而言， ZrC 在高温氧化气氛中氧化生成 ZrO2,氧气能通过ZrO2之间的孔洞进入材料内部，导 致基体内部的进一步氧化，因此，单独使用 ZrC 会降 低复合材料的抗氧化性能,而将 SiC 和 ZrC 陶瓷配合 使用,在高温氧化环境中可形成熔融共晶 ZrO2-SiO2 阻挡层,有助于降低外部氧气扩散到复合材料内部, 其中，SiC所占体积比为30%时(ZrC-30 SiC),可有效 提高复合材料的抗氧化和耐烧蚀性能^［12-14］。

研究者已通过不同工艺将 ZrC 和 SiC 引入碳纤维 复合材料,以此来提高复合材料的力学性能和抗氧化 性能，主要包括化学气相渗透/沉积(Chemical vapor infiltration/deposition， CVI/D)、前驱体渗透热解法 (Precursor infiltration and pyrolysis，PIP)和反应性熔体 渗透(Reactive melt infiltration， RMI)等。XIE 等^［15］通 过 PIP 工艺制备了具有连续 SiC-ZrC 陶瓷基体的 C/C- ZrC-SiC 复合材料，在相同烧蚀条件下 C/C-ZrC-SiC 复合材料的线性烧蚀率比纯 C/C 和 C/C-SiC 复合材料 低一个数量级， 其抗氧化性能也更高，说明引入 SiC-ZrC 陶瓷基体能提高材料的抗氧化、耐烧蚀性能。 徐一溪等^［16］以密度为1.6 g/cm³的多孔C/C为坯体.采 用 RMI 工艺制备了不同 Zr 含量的 C/C-SiC-ZrC 复合 材料， ZrC 和 SiC 与 C 具有良好的界面结合状态，表 现出良好的力学性能。 TANG 等^［17］通过 CVI 工艺制备 了 C/SiC 和 C/ZrB2-SiC 复合材料，在相同的烧蚀条件 下添加了 ZrB2的复合材料烧蚀率更低。为了进一步提 高复合材料的抗氧化性能，研究者开发了一系列的复 合工艺。 WANG 等通过 CVI 结合 PIP 工艺制备了 C/C-ZrC-SiC 复合材料，并基于非均相烧蚀反应模型 和 ZrO2-SiO2 体系的相图阐明 C/C-ZrC-SiC 复合材料 的烧蚀机制，但通过这种复合工艺得到的复合材料最 终密度不高，且 ZrC、 SiC 的占比较低，导致最终的 抗氧化性能不佳。

尽管许多研究者开发了多种复合工艺，但仍无法 解决碳纤维增强陶瓷基复合材料密度不均匀、厚壁部 件制备困难等问题^［18-20］。为提高大尺寸复合材料的密 度与均匀性，本文首先对碳纤维预制体进行浆料注射 预先引入 ZrC、 SiC 粉，结合 CVI 和 RMI 制备 Cf/ SiC-ZrC 复合材料。采用该方法能够实现不同成分浆 料的定点定量注射，制备密度均匀的厚壁部件、异形 部件。本文重点研究浆料注射后素坯中粉末分布均匀 性及其对复合材料整体密度、力学性能和抗氧化性能 的影响，为快速制备均匀陶瓷基复合材料提供了一种 新思路。

1 实验

1.1 原材料

所用厚度30 mm的2.5D整体针刺碳纤维预制体 由浙江天鸟公司生产，密度为0.2〜0.25 g/cm³，由无 纬布与网胎交替层铺针刺制得，网胎层与无纬布层体 积比为 1:1；所用 ZrC 和 SiC 粉末由蒂姆(北京)新材料 科技有限公司生产，其中ZrC粉粒径为10 pm,纯度 为99.5%, SiC粉粒径为1 口m,纯度为99.5%。注射 和浸渍均采用同一浆料，浆料以水为溶剂，聚丙烯酸 钠(PAAS)为分散剂，其中PAAS为国药集团生产。注 射和浸渍所用浆料具体成分配比如表 1 所列。

表 1 注射和浸渍所用浆料成分表

Table 1 Composition of slurry used in injection and
impregnation(volume fraction, %)

Element ZrC-30SiC 粉 PAAS 水

Content/% 30 0.5 69.5

1.2 材料制备

浆料注射法制备Cf/SiC-ZrC复合材料具体步骤如 下：1) 浆料制备，按表 1 比例配制固含量体积分数为 30%的水基SiC-ZrC浆料并放入球磨机中球磨5〜6 h, 转速 200 r/min；2) 浆料注射，注射原理见图 1。注射 时，针头插入预制体距离底部2〜3 mm处，然后以5 mm/s 的退针速度边退针边注射浆料，注射压力为 0.7 MPa,注射间距10 mm,将完成注射后的湿坯放入烘 箱中烘干；3) 炭化，干燥后的 Cf/SiC-ZrC 预制体经 1 000 °C炭化，得到注射后的Cf/SiC-ZrC素坯；4)CVI 热解炭(Pyrolytic carbon, PyC)增密及硅化，以天然气 为碳源气，氢气为载气，沉积温度为1 050 C,炉膛 压力为5〜10 kPa,沉积时间为60 h,进行热解炭沉积， 将沉积PyC后的样品于1 600 C下渗硅，反应时间为 4 h,得到注射预处理后的Cf/SiC-ZrC复合材料。

真空浸渍法制备Cf/SiC-ZrC复合材料具体步骤如 下：将碳纤维预制体放入上述步骤 1 制得的同一浆料 中真空浸渍，重复上述步骤 3 和步骤 4 制得浸渍预处 理后的 Cf/SiC-ZrC 复合材料。

1.3 性能检测 采用阿基米德排水法测量样品的密度和开孔率； 采用 X 射线数字成像检测系统对材料进行均匀性检 测；采用丹东 DX2700B 型 X 射线衍射仪分析样品的 物相组成，以Cu Ka为光源，电压40 kV,电流40 mA, 扫描速率10 (°/min，扫描范围10。〜80°采用FEI

Nova Nano 230型扫描电镜观察素坯及Cf/SiC-ZrC复 合材料显微组织形貌；采用美国 Instron3369 材料力 学试验机进行三点抗弯实验，试样尺寸为3 mmx4 mmx36 mm,跨距为30 mm,加载速率为0.5 mm/min, 每组 3 个样品，结果取平均值。将样品放入马弗炉中， 在1 400 °C空气氧化条件下进行抗氧化实验，每隔30 min 测量一次样品重量。

2 结果与讨论

2.1 SiC-ZrC 浆料注射和浸渍对素坯结构的影响 多孔素坯中密度、开孔率和陶瓷粉末分布的均匀 性对素坯后续增密工艺有很大影响,同时也影响着复 合材料的力学性能和抗氧化性能。注射和浸渍后素坯 的密度、开孔率、填充的坯体孔隙体积比和相对密度 如表 2 所示,其中填充的坯体孔隙体积比和相对密度 计算公式见式(1)和式(2)：

m2 - mi

P =邑 (1)

V

^m2

聲对= ⑵

)^p1 + ^m1

式中：mi、m2分别为碳纤维预制体质量、注射或浸渍 后素坯质量，g; pi为混合粉末密度，5.67 g/cm³； pc 为碳纤维密度, 1.75 g/cm³； V 为碳纤维预制体体积, cm³ ； p相对为相对于碳纤维预制体中孔隙完全被 ZrC-SiC 粉填充后的素坯的密度， g/cm³。

注射和浸渍后的素坯用SI和VI表示，结果表明， SI样平均密度达到2.32 g/cm³,相对密度达到44.4%, 且开孔率下降不明显。这说明SI样中的孔隙仍为连通 的开孔，对后续增密没有影响。

表 2 SI 和 VI 样的平均密度和开孔率

Table 2 Average density and porosity of SI and VI samples

图 2 为注射和浸渍后素坯的 X 射线无损检测图 像，图片中颜色的明暗反映陶瓷粉的多少，其中较暗 的区域包含更多的 SiC-ZrC 粉，而颜色明暗均匀性反 映陶瓷粉分布均匀性。，由图2(a)可知，未进行任何处 理的碳纤维预制体整体颜色均匀一致，说明预制体密 度分布较均匀。

如图2(b)所示，VI样四周影像颜色深，中间部位 颜色较浅，颜色深说明陶瓷粉末聚集更多、密度高， 颜色浅说明陶瓷粉末聚集少、密度低，由此可知，浸 渍时陶瓷粉末几乎只沉积在预制体的表面，渗透最大 深度为10 mm。这是由于陶瓷浆料很难在真空通过毛 细管力的作用深入到预制体孔隙中。且随着浸渍的进 行，预制体表面的孔隙被填充，阻止浸渍的继续进行。 若样品尺寸超过两倍渗透深度，那么陶瓷浆料将难以

渗透到预制体的中心。 SiC-ZrC 粉的不均匀分布，对 复合材料中心与表层的机械强度影响较大。此外，采 用该制备方法生产的复合材料一般需要后续机加工， 这将不可避免地导致材料大部分表层被去除，而只剩 下密度相对表层较低、性能较差的中心层。

而注射法能将浆料直接注射到预制体中心，保证 中心和表层浆料分布的一致性。如图2(c)所示，SI样 影像颜色均匀性高，这是由于注射过程采用边退针边 注射的方法，浆料会向周围扩散，分散效果好，因此 整体密度高均匀性好；虽然最边缘处的颜色比中间部 分略浅，密度相对中心较低，但这种边缘密度低，中 间密度高的素坯在后续增密过程中能改善CVI工艺中 间沉积慢边缘沉积快而引起的整体密度不均匀的现 象，在一定程度上提高复合材料的整体密度的均匀性。 通过调整注射深度和注射位置，可以确保预制体的各 个区域都被陶瓷浆料均匀填充。相比于浸渍法，注射 法能制备密度更高、均匀性更好的素坯，一次可将体 积分数为 37.3 %的陶瓷粉末引入坯体中，采用浆料注 射的素坯密度能达到2.32g/cm³,而浸渍的素坯密度仅 为 1.04 g/cm³。

图 3 为碳纤维预制体和注射或浸渍后素坯的 SEM 图。如图3(a)和(b)所示，碳纤维预制体由网胎层和无 纬布交替层叠针刺，是一个疏松多孔的结构，特别是 网胎层存在大量孔隙，这对于具有良好流动性和润湿 性的 SiC-ZrC 陶瓷浆料的注射和浸渍是非常有利的。 图3(c)和@)为浸渍样，陶瓷粉大都聚集在低纤维密度 的网胎层，而在高纤维密度的无纬布层存在较少的陶 瓷粉，并且大多是粒径较小的SiC,几乎没有ZrC粉 末。这是由于无纬布层纤维密度高，纤维之间的孔隙 小，粒径更大的 ZrC 粉难以通过真空产生的压力差渗 透到纤维密度高的无纬布层，大粒径的 ZrC 粉被纤维 布“过滤”而难以渗入较深的部位，这种不均匀的分布 对复合材料的力学性能和抗氧化性能不利。

由 SiC-ZrC 粉末组成的陶瓷浆料可以在注射器的 连续压力下注入并扩散到预制件内部的任何位置。如 图3(e), (f)所示，通过注射制备的样品整体密度高且 均匀，得到了较为致密的素坯。素坯中陶瓷粉均匀分 布在碳纤维周围，且陶瓷粉不仅填充了纤维密度低孔 隙大的网胎层，还被大量引入到碳纤维毡内部，填充 了其内部孔隙，见图3(e)。另外，从图⑴中可以看出， 纤维密度高的无纬布层也被陶瓷粉很好的填充。经过 注射后的素坯虽然许多大孔被陶瓷粉填充，但仍为多 孔结构，便于后续进行CVI沉积PyC增密。因此，这 种浆料注射法可以实现将任意成分陶瓷浆料均匀且连 续的引入预制体的内部，且不受预制体形状的影响， 与浸渍相比能更简单有效的将陶瓷浆料引入预制体 中。

2.2 SiC-ZrC 浆料注射和浸渍对复合材料力学性能 的影响

图4为注射和浸渍预处理后制备的Cf/SiC-ZrC复 合材料中心部位的X射线衍射图谱。其中，浸渍后制 备样品中心部位显示有SiC、C和未反应完全Si的强 峰值，但未检出ZrC相，可见由于ZrC颗粒大(10 gm), 浸渍过程中难以渗透到样品中心，这与图 3 浸渍后素 坯的 SEM 图显示的结果一致。而注射后制备样品中 心部位检测出明显的ZrC、SiC、C、未反应完全的Si 和ZrSi2峰，说明ZrC已渗透到注射后处理样品中心 部位，而ZrSi2是由于ZrC与部分未反应完全的熔融 态Si反应而产生，ZrSi2在高温氧化气氛下会氧化生

图4 Cf/SiC-ZrC复合材料的XRD衍射图谱

成ZrO2和ZrSiO4，其中，析出相ZrSiO4是钉扎相， 能阻碍微裂纹的扩展，能减少因裂纹扩展而造成的进 一步氧化［22］。

注射和浸渍预处理后制备的 Cf/SiC-ZrC 复合材料 中间和表层的物理参数如表 3 所示，其中注射后处理 样品中间和表层样分别用 SIR-I 和 SIR-O 表示，浸渍 后处理样品中间和表层分别用 VIR-I 和 VIR-O 表示。 由表3可知，注射后处理样中间和表层(SIR-I和SIR-O) 的平均密度、平均开孔率和三点抗弯强度相差不大， 抗弯强度分别为41.12 MPa和43.90 MPa,这是由于注 射后的素坯中陶瓷粉分布均匀，大部分孔隙为连通的 开孔，因此后续CVI也能均匀沉积PyC,最终经过渗
硅得到的复合材料的整体性能也更一致。然而，浸渍 工艺制备的复合材料，浸渍所得多孔素坯由于陶瓷粉 的不均匀分布，中间和表层密度便存在差别，后续CVI 沉积 PyC 以及渗硅后得到复合材料表层和中间的 (VIR-I和VIR-0)各项物理性能相差较大，特别是抗弯 强度相差较大，分别为29.38 MPa和78.85 MPa。

图 5 显示了注射和浸渍预处理后制备的 Cf/SiC- ZrC复合材料的断口形貌。从图5(a)中可以看出，注 射后制备样品无明显的孔隙，致密度较高，且在进行 1 600 C渗硅后碳纤维表面仍然都附着有一层PyC,断口有大量纤维拔出，包括碳纤维从PyC涂层中整体拔 出以及 PyC 包裹纤维从陶瓷基体中拔出。并观察到 PyC 包裹纤维从陶瓷基体整体拔出后留下的孔洞和碳 纤维从PyC涂层中拔出后留下的涂层壳。纤维的拔出 本质上是由于PyC涂层与碳纤维之间形成了一个相对 较弱的界面，与简单的碳纤维直接从陶瓷基体中拔出 和传统陶瓷的脆性断裂方式相比能吸收更多能量，有 利于提高Cf/SiC-ZrC复合材料的断裂韧性。注射后制 备样品的裂纹扩展SEM图像和显微组织形貌如图5(b) 所示，裂纹在扩展时受到碳纤维/PyC界面阻碍，出现

明显的裂纹偏转，在裂纹扩展的同时也出现了纤维的 脱粘和纤维的拔出，消耗大量能量，这在一定程度上 增加了裂纹扩展势垒。由此可知，注射预处理后所制 备的Cf/SiC-ZrC复合材料具有较好的避免瞬时灾难性 断裂的可靠性。

图5(c)为浸渍后制备样品的断口形貌。由图可知, 复合材料中存在许多较大的孔隙，致密度明显低于注 射后制备样品，碳纤维表面只有极薄甚至没有PyC涂 层，部分碳纤维被熔融硅损伤。经过浸渍处理后，预 制体表面的大孔转变为小孔或被陶瓷粉填充堵塞，在 随后CVI过程中小孔易被PyC堵住，形成了较多封孔, 阻碍CVI的继续进行，因此，素坯内部未被PyC填充 的孔隙较多。在经过表面磨削后渗硅时,大量熔融液 态硅进入中心部位，而中心部位能与硅反应的 PyC 较 少，因此部分碳纤维被熔融硅损伤，严重影响碳纤维 的强度，同时，大量未参与反应的残余硅留在复合材 料中。较多孔隙容易造成应力集中，导致灾难性的脆 性破坏，而大量残余硅会降低复合材料的抗氧化性能。 从图5(d)中也能观察到断面处几乎没有碳纤维的拔 出，断裂面较平整，部分碳纤维已被熔融液态硅侵蚀。

图6为注射和浸渍预处理后制备的Cf/SiC-ZrC复 合材料中心和外层的位移-载荷曲线。经过注射处理后 制备的Cf/SiC-ZrC复合材料中心和外层(SIR-I和 SIR-0)均显示出假塑性断裂行为，这归因于纤维拔出 (如图5(a))、裂纹偏转和界面脱粘(如图5(b))，以及碳 纤维与 SiC-ZrC 陶瓷基体之间均匀连续的结合。而经 过浸渍处理后制备的Cf/SiC-ZrC复合材料中心和外层 (VIR-I 和 VIR-0 样)均在达到最大载荷后，机械载荷 垂直下降，显示出明显的脆性断裂行为，且中心的抗 弯强度要明显低于表层，这是由于浸渍处理后制备的 样品表层致密度低，孔隙多(如图5(c))，容易造成应力

100

0.05 0.10 0.15 0.20

Displacement/mm

图6 Cf/SiC-ZrC复合材料位移-载荷曲线

500

400

300

200

composites 集中，结合图5(c)和(d)，断裂面较平整，碳纤维和基 体之间的结合力较强，复合材料很难通过碳纤维从基 体拔出或脱粘来吸收能量，导致灾难性的脆性断裂。 2.3 SiC-ZrC 浆料注射和浸渍对复合材料抗氧化性 能的影响

图 7 为两种不同工艺制备的 Cf/SiC-ZrC 复合材料 的氧化失重随时间变化关系图。可以看出，在空气条 件下氧化 180 min 后浸渍后制备样品质量损失率高达 8.67%，氧化 180 min 后，失重仍然继续。而注射后制 备样品损失率仅为2.88%, 120 min后氧化趋于稳定， 质量基本不再变化。这是由于注射后制备样品中 SiC 和ZrC分别被氧化成SiO2和ZrO2，在表面逐渐形成 了一层致密的氧化物膜，如图9(b)和(d)所示，该致密 氧化物膜的存在能防止氧气的进一步扩散。而浸渍后

图7 Cf/SiC-ZrC复合材料在1 400 °C空气中失重率随时间 变化曲线

Fig.7 The weight loss rate of Cf/SiC-ZrC composites with time in the air at 1 400 C

10 20 30 40 50 60 70 80

20/（。）

图8 Cf/SiC-ZrC复合材料在1 400 C抗氧化后的

XRD 衍射图谱

oxidation at 1 400 C
制备样品中表层碳纤维骨架被氧化并留下孔洞，如前 所述,这是由于浸渍后制备样品在浸渍时ZrC粉和SiC 粉分布不均匀，表层ZrC远多于SiC,生成的ZrO2占 主导，而ZrO2在高温下是良好的氧离子通道，氧气很 容易通过ZrO2扩散并消耗复合材料中的碳纤维，从而 导致重量损失。同时，浸渍后制备样品中心区域沉积 PyC量少，渗硅时只能生成较少的SiC,不能均匀的 包覆于碳纤维表面，在被氧化成SiO2时也不易形成连 续致密的氧化层，如图9(a)和(c),使得中心区域碳纤 维更容易被氧化，导致重量损失较大。综上所述，经 过注射均匀引入了 SiC-ZrC 粉后，样品表现出更好的 抗氧化性。

图8为两种工艺制备的复合材料在1 400 C空气 中氧化180 min后的XRD图谱。由图可知，浸渍后制 备样品在空气中氧化180 min后，仅存在SiO2和SiC 的强峰值，未检出ZrO2和C的峰值，这是由于浸渍 后制备样品表面的碳纤维已被完全氧化，检测不到 C 的峰值，而中间区域不存在ZrC,因此不会有ZrO2的 生成，这与氧化前 XRD 结果一致。结合图 7，浸渍后 制备样品在氧化180 min后仍有大量失重，说明碳纤 维表面SiC氧化生成的SiO2不能形成较连续的氧化 层，不能对碳纤维形成有效保护。且从图5(c)中可以 看出样品中存在较多孔隙，氧气可以通过这些孔隙侵 入内部纤维，降低复合材料的抗氧化性能。而注射后 制备样品在空气中氧化180 min后,表层物质由ZrO2、 SiO2、 SiC 和 ZrSiO4 组成。表层检测不到 C 峰，说明 表面的碳纤维也已被氧化，结合图 7所示，这也是注 射后制备样品初始失重的原因。但随着氧化的继续进 行，碳纤维表面的 ZrC 和 SiC 分别氧化生成的 ZrO2 和SiO2,并逐渐形成致密的氧化物膜，能起到隔绝空 气的作用，对碳纤维起到了有效保护作用，因此氧化 时间继续增加，样品质量基本不变。

图9(a)和(b)为注射后制备样品和浸渍后制备样品 在1 400 C空气气氛中氧化180 min后的表面形貌， 图9(c)和@)为表层截面形貌，图9(e)和⑴为中心截面 形貌。图9(a)中，浸渍后处理样在1 400 C氧化后其 表面存在较多大孔，未形成连续致密的氧化层，大孔 连通至样品内部，见图9(c)。这种大孔形成的原因主 要是样品本身密度低、孔隙较多，加上碳纤维氧化后 所留下的孔洞，如图9(e)所示。空气可以通过这些孔 隙进入样品内部，进一步造成内部碳纤维和基体的氧 化，便形成大孔洞，这也是前述该样品氧化 180 min 后仍然大量失重的原因。由图9(b)可知，注射后处理 样表面存在一些碳纤维氧化后留下的孔洞，但尺寸明 显小于浸渍后处理样品，且部分孔洞已被表面ZrC和 SiC基体的氧化产物ZrO2和SiO2填充，且注射后处理 样表面形成了约为82.49 gm的较为连续致密的氧化 层，见图9(d)。同时，样品中还存在被基体包裹的碳 纤维，如图9⑴所示，表明这种连续致密的氧化层有 利于阻挡空气进入样品内部，能有效降低样品的氧化 失重，提高材料的抗氧化性能。

3 结论

1) 与真空浸渍法相比，浆料注射法能更均匀地将 SiC-ZrC 陶瓷引入到厚度为 30 mm 的碳纤维预制体 中，包括网胎层和无纬布层，提高了素坯中陶瓷粉末 分布的均匀性，同时素坯的平均密度也提升至 2.32 g/cm³。

2) 真空浸渍后制备的 Cf/SiC-ZrC 复合材料中心 区域和外层区域密度和抗弯强度相差较大，材料断裂 方式表现为脆性断裂；浆料注射法制得的复合材料平 均密度为2.91 g/cm³,中心区域和外层区域的抗弯强 度相差较小，分别为41.12 MPa和43.90 MPa，材料的 断裂方式均表现为假塑性断裂。

3) 浆料注射法制备的 Cf/SiC-ZrC 复合材料在空 气氧化 180 min 后，样品表面形成较连续致密的 SiO2-ZrO2氧化膜，能有效阻止空气进一步进入复合材 料内部，保证内部结构不被氧化，材料表现出更优异 的抗氧化性能。