SiC_f/SiC陶瓷基复合材料制备技术研究进展

Research progress in preparation technology of SiC_f/SiC ceramic matrix composites

摘要

连续碳化硅纤维增强碳化硅（SiC_f/SiC）陶瓷基复合材料具有轻质、高强韧、耐高温、抗氧化等优异的综合性能，是在航空涡轮发动机热端部件和新型空天飞行器防热结构等领域具有广泛应用前景的先进材料。本文从SiC_f/SiC复合材料的四大组成单元出发，综述了SiC纤维、界面相、SiC基体和环境障涂层（EBC）制备技术研究进展，并提出了SiC_f/SiC复合材料未来发展需要突破的瓶颈问题。目前第三代SiC纤维具有近化学计量的C/Si比，并且具有优异的高温力学性能和耐温性能。界面相的结构和抗氧化性能对SiC_f/SiC复合材料在高温有氧环境下的力学性能起着决定性作用，探索与SiC相匹配且具有优异抗氧化性能的新型界面相，并且实现连续均匀制备，是界面相发展的研究重点。SiC_f/SiC复合材料常用的制备方法主要有PIP法、CVI法和RMI法，但是单一方法已经无法满足复合材料的性能需求，由此研究者主要开展了CVI-PIP联用工艺制备SiC_f/SiC复合材料的工艺参数、微观结构和力学性能等研究。环境障涂层作为防止SiC_f/SiC复合材料受到外界环境侵蚀的屏障，在第三代Si/Yb₂Si₂O₇环境障涂层体系基础上，通过补充Si源、自愈合等策略可制备得到高可靠、长寿命的环境障涂层，从而提高SiC_f/SiC复合材料构件的服役寿命。为了实现SiC_f/SiC复合材料的广泛应用，未来还需要在复合材料结构设计、低成本制造、新型抗氧化界面相开发、抗开裂、抗剥落的新型环境障涂层研制、失效分析与寿命预测等方面开展进一步的研究工作。

Abstract

Continuous silicon carbide fiber reinforced silicon carbide （SiC_f/SiC） ceramic matrix composites are considered as the most promising advanced materials in the fields of hot end components of aviation turbine engines and thermal protection structures of novel aerospace aircraft due to their excellent comprehensive properties， such as light weight， high strength and toughness， high temperature resistance， and oxidation resistance. In this paper， the preparation technology of the four elementary components of SiC_f/SiC composites， such as SiC fiber， interphase， SiC matrix，and environmental barrier coating （EBC）， has been systematically reviewed， and the bottleneck problems of SiC_f/SiC composites in the future development have been proposed. The current third-generation SiC fibers possess a near stoichiometric C/Si ratio and have excellent high temperature stability and mechanical properties. The structure and oxidation resistance of interphase plays a decisive role in the mechanical properties of SiC_f/SiC composites in harsh service environments. The research frontiers are to develop novel interphases that matches SiC fiber and has excellent oxidation resistance，achieving continuous and uniform preparations of such interphases. PIP， CVI and RMI techniques are commonly employed to prepare SiC_f/SiC composites， but a single technique no longer meets the performance requirements of the composite. Hence， a hybrid technique such as the hybrid CVI-PIP technique has been employed to manufacture SiC_f/SiC composites， through which processing parameters， microstructures， and mechanical properties have been widely investigated. Environmental barrier coatings are used as a barrier to prevent SiC_f/SiC composites from corrosion and degradation by external corrosive environments. Based on the third generation Si/Yb₂Si₂O₇ EBC system， highly reliable and long life-span environmental barrier coatings can be prepared by supplementing Si sources and self-healing cracks， thereby greatly improving the service life of SiC_f/SiC composites components. To achieve a wider application of SiC_f/SiC composites， further research work should be carried out in areas such as the structural design of composite components， low-cost manufacturing， development of new anti-oxidation interphases， development of novel EBCs with anti-peeling off and anti-cracking natures， failure analysis and life prediction of composite.

Graphical abstract

关键词

SiC_f/SiC复合材料 / SiC纤维 / 界面相 / EBC涂层 / 制备工艺

Key words

SiC_f/SiC composites / SiC fiber / interfacial phase / EBC coating / preparation process

陶瓷主要以键合较强的离子键和共价键为主，故具有高熔点、高强度、高模量、高硬度、低密度、低热膨胀系数、化学惰性（即抗化学腐蚀性极其优异）等，是在航空航天、核能等高温极端环境下应用的理想材料。但也正是因为陶瓷材料的强键合结合方式，其缺乏诸如在金属中常见的位错滑移等常见的塑性变形机制，造成其本征脆性，即断裂韧性低、损伤容限低，往往会造成不可预测的致命性破坏，严重影响其在热结构材料领域的广泛应用。

采用连续纤维增韧制备的陶瓷基复合材料（continuous fiber reinforcing ceramics matrix composites， CFRCMCs或者简称CMCs）是提高陶瓷材料断裂韧性（或损伤容限）的最好策略。通过引入纤维，不仅保留陶瓷材料的上述突出优点，同时有效地克服了其本征脆性，使得其断裂韧性和损伤容限得到了显著提高，可满足工程应用的需求^［1］。

SiC陶瓷是一类重要的陶瓷材料，其不仅具有耐高温、抗氧化、耐磨损和耐腐蚀等特点，同时也具有优异的常温力学性能和高温力学性能。连续SiC纤维增强SiC（SiC_f/SiC）陶瓷基复合材料是指以连续SiC增强纤维为分散相，以SiC陶瓷基体为连续相的一种新型复合材料^［1-2］。通常，SiC_f/SiC复合材料由SiC纤维增强体、界面相、SiC基体和表面涂层四大结构单元组成，如图1所示。SiC纤维增强体是复合材料的骨架，也是其主要承载结构单元，一般具有高强度和高模量的特性，复合材料的强度很大程度上取决于增强纤维的强度；包覆在纤维表面的界面相相当于连接在“骨架”上的“筋”，其不仅应具备力学保险丝作用，还应具备传递载荷、保护纤维等作用；而基体则相当于复合材料的“肌肉”，是形成复合材料外形和刚性的基本结构单元，基体材料的强度和模量应与纤维匹配，同时应具有良好的抗氧化和抗腐蚀性能；最后，SiC_f/SiC复合材料表面的防护涂层，通常称为环境障涂层（environmental barrier coatings，EBC），主要隔绝外界有害腐蚀性气氛（如在航空发动机领域最为常见的高温水汽）对SiC_f/SiC复合材料的高温侵蚀，是提高其使用寿命的关键^［3-5］。需要指出的是，针对SiC_f/SiC陶瓷基复合材料在航空发动机热端高可靠、长寿命服役的需求，在其设计、制备和服役过程中，既要抓住主要矛盾问题进行解决，又要系统考虑四大结构单元的协同作用，坚持系统的观点。

（1）抓主要矛盾方面。尽管陶瓷基复合材料由四大组元构成，但在制备和服役过程中，SiC纤维始终处于核心地位，其性能损害或脆断失效即意味着陶瓷基复合材料的破坏和失效。因此，在SiC_f/SiC复合材料进行设计时，必须充分考虑对SiC纤维的保护；其次，在SiC_f/SiC陶瓷基复合材料制备过程中，需要关注和评价每一个工艺环节对纤维造成的潜在损伤；最后，在SiC_f/SiC陶瓷基复合材料在实际工况下服役时，需要评估可能对SiC纤维性能造成损伤的因素并设法加以避免。

（2）坚持系统的观点方面。航空发动机热端部件通常承受高温、高压、高承载、氧化、高温水汽腐蚀、燃气冲刷、高低温循环、长时间服役等恶劣工况，需要SiC_f/SiC复合材料四大结构组元相互协同配合、扬长避短，共同应对外界苛刻的服役环境（包括热、力、氧、水汽等耦合因素）的挑战。

本文围绕SiC_f/SiC复合材料在航空发动机热端高可靠、长寿命服役这一核心需求，从其四大结构组元出发，秉承“抓主要矛盾”以及“系统思维”的基本理念，分别综述了SiC纤维、界面相、SiC基体和表面防护EBC涂层的研究进展，重点突出四大结构组元的相互关系，并通过优化其相互之间的协同配合，实现SiC_f/SiC复合材料在航空发动机热端复杂而恶劣的服役工况下的高可靠、长寿命服役。

1 SiC纤维研究进展

SiC纤维在SiC_f/SiC复合材料四大组元中居于核心地位，这就要求一方面需要制备高强度SiC纤维，为其在在航空发动机热端复杂而恶劣的工况下长时间、高可靠服役奠定坚实的基础；另一方面则要求在设计、制备、服役过程中尽可能不损伤/少损伤SiC纤维的性能。

1.1 SiC纤维的特点及制备方法

能用于制备连续纤维增强陶瓷基复合材料的纤维应具备如下特征：① 能承受后续复合材料基体引入工艺的高温（至少1000 ℃）；② 能保持长时间稳定性；③ 抗高温蠕变；④抗高温氧化。尽管氧化物纤维具有先天的抗氧化性优势，但其高温下抗蠕变性有限，且在高温下晶粒长大造成纤维强度衰减。目前，非氧化物纤维（如碳纤维和SiC纤维）由于其优异的耐温性、优异的高温力学性能，受到了人们的普遍关注。但碳纤维在氧化性气氛中大约在450 ℃便开始氧化，一般其适用于短时极端服役工况（如航天领域），并且须要抗氧化涂层的保护；而涉及长时间服役工况或可重复使用背景，则需要选用抗氧化性能优异的SiC纤维。SiC纤维具有高弹性模量、高强度、优异的耐高温和抗氧化性能、低化学活性和低密度等优点，同时与陶瓷基体有较好的物理化学相容性，是高温陶瓷基复合材料的首选增强纤维^［6-8］。

目前SiC纤维的制备方法主要有化学气相沉积（chemical vapor deposition，CVD）法、先驱体转化法和活性碳纤维转化法。CVD法是最早制备SiC纤维的方法，该方法是以甲基硅烷类化合物为原料，在连续的钨丝或碳丝芯材表面上沉积SiC，其制备的SiC纤维纯度较高，因而纤维在高温下的强度、抗蠕变、稳定性等性能良好，但是由于直径较粗（>100 μm），无法进行编织，且成本较高，所以其应用受到较大的限制^［9］。自1975年日本Yajima教授首次通过先驱体转化法成功制备出SiC纤维后^［10］，日本和美国等国家的各先进材料制造公司就尝试利用先驱体转化法将SiC纤维进行工业化生产。该方法主要包括先驱体合成、熔融纺丝、不熔化处理与高温烧结四大工序^［11］。与CVD法相比，先驱体转化法生产效率高、成本低，适合于工业化生产，是目前采用比较广泛且技术最为成熟的制备连续SiC纤维的方法^［2］。活性碳纤维转化法是继先驱体转化法之后被研发出的一种成本更低的制备SiC纤维的方法，但是采用该方法制备的纤维会出现微裂纹，因此该技术还有待改进^［12］。

1.2 国内外连续SiC纤维的发展

根据其化学成分、氧含量和C/Si原子比，SiC纤维主要分为三代。第一代是高氧高碳SiC纤维，典型代表为Nicalon纤维和Tyranno Lox M纤维，由β-SiC微晶（<5 nm）、游离碳和无定形SiC _x O _y 相组成^［13］，碳硅比约为1.33∶1，另外，由于固化过程中的氧化，纤维中的氧含量超过10%（质量分数，下同）。Nicalon纤维在1000 ℃空气中暴露1000 h，拉伸强度仍能保持2 GPa。而当纤维暴露于高于1200 ℃的温度时，无定形SiC _x O _y 相会发生分解，产生CO和SiO气体，同时β-SiC晶粒急剧生长，导致Nicalon纤维强度降低^［14］，因此第一代SiC纤维的最高使用温度为1100 ℃。

第二代是低氧高碳SiC纤维，典型代表为Hi-Nicalon纤维和Tyranno ZMI纤维，由β-SiC微晶（5~10 nm）和游离碳组成^［15］，碳硅原子比约1.3∶1~1.4∶1。与第一代SiC纤维相比，第二代SiC纤维中无定形SiC _x O _y 相含量显著降低，因而纤维的热稳定性得到了明显改善（在高达1500 ℃时仍保持稳定）^［16］。另外，通过在无氧环境中进行电子束辐照固化，纤维中的氧含量降低到了1%以下。但是，纤维组成中过量的自由碳限制了其抗蠕变性和高温抗氧化性的提高^［17］。

第三代是近化学计量比的SiC纤维，典型代表为Hi-Nicalon S、Tyranno SA和Sylramic^TM纤维，由大尺寸的β-SiC晶粒（100~200 nm）形成致密结构^［6］，并且自由碳的含量进一步降低。近化学计量比的组成显著提升了SiC纤维的弹性模量和抗氧化性能，同时纤维晶间无定形相含量的降低使其在高达1400 ℃的温度下表现出更高的热稳定性和抗蠕变性，显著拓宽了以SiC纤维为增强体的陶瓷基复合材料在高温结构中的应用，成为航空航天高温结构部件以及核反应堆结构、功能材料等领域研究的热点^［3，18］。

国外已经实现了三代连续SiC纤维的工业化生产与应用，SiC纤维的制造企业主要集中在日本和美国，包括日本碳公司（Nippon Carbon）、日本宇部公司（Ube Industries）和美国道康宁公司（Dow Corning）等，其生产的纤维商品号为Nicalon系列、Tyranno系列和Sylramic等^［18］。

国防科技大学是国内最早开始研发碳化硅纤维的单位，于1991年建成了国内第一条连续碳化硅纤维实验生产线，在先驱体 PCS 合成、多孔熔融纺丝、原丝不熔化及连续纤维高温烧成领域均已实现明显突破，第一、二代SiC纤维实现了工程化，第三代碳化硅纤维实现了中试研制，主要性能达到或接近国外同类水平。2016 年，宁波众兴与国防科技大学签署合作协议，获得国防科技大学第二代连续碳化硅陶瓷纤维制备技术独家使用权，开展第二代连续碳化硅陶瓷纤维制备技术的产业化，目前已经建成了年产40吨级聚碳硅烷（PCS）生产线以及年产10吨级第二代连续碳化硅陶瓷纤维（Shincolon-Ⅱ）生产线。21世纪初，厦门大学也开始进行SiC纤维的研究，制备出了名为Cansans系列的SiC纤维，而后与福建立亚新材有限公司合作，建成了第二代、第三代SiC纤维商品化生产线。

在三代SiC纤维的应用方面，三个代次的纤维都有应用，主要是根据不同的应用场景需求，兼顾耐高温性能、功能特性、成本等综合考虑，来选择不同代次的SiC纤维。

1.3 SiC纤维增强体

目前常用的SiC纤维增强体主要包括：2D SiC纤维布以及3D编织预制体，其中后者又包括2.5D、3D四向、3D五向编织结构等。

（1）2D SiC纤维布

2D SiC纤维布是由经纬两向纤维束在同一平面上正交交织而成，其编织方式主要有平纹、斜纹和缎纹^［19］。平纹布和斜纹布最主要的区别是经纱和纬纱的交织方式不同。平纹布的经纱和纬纱每隔一根交织一次，因而平纹布比较致密且织物的耐磨性好、强度高；而斜纹布的经纱和纬纱每隔两根或三根交织一次，因而斜纹布的透气性优于平纹布，但是强度较低。在纱线密度、粗细相同的条件下，平纹布的耐磨性和坚牢度优于斜纹布。因此，一般制备2D SiC_f/SiC复合材料主要选用SiC纤维平纹布。

以2D SiC纤维布作为纤维增强体制备SiC_f/SiC复合材料时，通常需要在厚度方向上将纤维布进行铺层，由于层间无纤维连接，因而制备的复合材料层间力学性能较差，容易分层，这是影响2D SiC_f/SiC复合材料在实际构件应用中的最主要因素。为了增强层间结合，研究者用SiC纤维将SiC纤维平纹布缝合成3D SiC纤维预制体，目前最主要的两种缝合方式分别是锁式缝合和链式缝合^［20］。锁式缝合是一种双面缝合方式，从待缝合叠层纤维布的上下两个表面分别引入缝合线，两股缝合线在叠层纤维布层间互锁成结，达到锁紧缝纫目的。而链式缝合的两股缝合线互锁点位于待缝合件的表面。

（2）2.5D SiC纤维预制体

2.5D SiC纤维预制体是由一系列正弦状的经纱和直的纬纱构成，层与层之间通过经纱的交联连接起来^［21］。通过变化经向纤维的交联方式，可获得多种结构的2.5D预制件，其中最常用的两种交联方式为浅交直联和浅交弯联。以2.5D纤维预制体作为增强体制备的SiC_f/SiC复合材料，面内性能优异，层间结合强度高，并且在X和Y方向上的力学性能基本一致，同时具有较强的可加工性，但是在厚度方向上的热力学性能较差。

（3）3D整体编织预制体

3D整体编织预制体是通过一定的编织工艺将三个方向（经向、纬向和法向）纤维束编织成一个整体，即得到预制体，其主要编织工艺为二步法和四步法。除了3D正交结构外，3D四向、3D五向和3D六向等编织结构也是较为常见的3D编织预制体^［22-23］，其中3D四向不含轴向纱，纱线在空间上以相似的编织角度在四个方向交织在一起，并在编织预制体内部排列成一条直线；3D五向编织结构是以3D四向编织结构为基础，在Z方向（编织方向）增加定纱，该定纱只作为编织方向的增强纱，不参与移动；而3D六向编织结构是在3D四向的基础上，沿编织方向和宽度方向添加定纱，其编织结构更为紧密^［24］。Jiang等^［25］和Luo等^［22］研究了3D四向和3D五向编织预制体结构对SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响，结果表明由于3D五向编织预制体增加了Z向的定纱，该定纱垂直于施加力和预裂纹扩展的方向，其他四个方向纱线的交叉角小于90°，因而以其为增强体的复合材料的拉伸及弯曲强度性能较好。3D编织预制体具有较强的抗分层能力和良好的断裂韧性，并且通过选择适当的编织工艺和编织参数，可织造出复杂的异形截面结构。但是，3D编织预制体的生产成本高，编织速度慢，预制件尺寸也有较大限制。

2 界面相研究进展

纤维及其增强体是整个陶瓷基复合材料的骨架，是其具有高强度、高韧性的关键组元，因而在服役过程中应尽可能避免纤维的直接断裂。陶瓷基复合材料在承载时，一般情况下基体首先萌生裂纹，如何避免基体裂纹向纤维扩展进而脆断纤维，是提高其断裂韧性和损伤容限的关键。

2.1 界面调控

界面调控对于具有高致密度、高强度、高模量基体的陶瓷基复合材料尤为关键。通过界面调控，主要实现以下四方面的功能^［26-27］。①弱界面（或力学保险丝）作用。“弱”是指一旦基体裂纹扩展到界面时，界面可以发生脱粘、解离和偏转裂纹从而阻止裂纹向纤维扩展。②载荷传递作用。当基体发生萌生裂纹并部分开裂后，基体的承载通过界面相的剪切作用传递到纤维上。③缓解层作用。大多数情况下，纤维和基体之间的热膨胀系数不匹配，在制备复合材料的过程中容易产生残余热应力，而界面层的存在可以有效缓解该残余热应力。④阻挡层作用。界面层的存在可以有效防止基体引入过程中的高温化学反应对纤维的腐蚀损伤以及阻止纤维与基体间的元素扩散。

此外，根据界面调控实现的功能，界面相材料应满足以下要求：①纤维、界面相、基体之间的热膨胀系数（CTE）要匹配；②良好的高温稳定性；③剪切强度适中；④厚度适中^［28］。

2.2 传统界面相材料：PyC、BN以及复合界面相

热解碳（PyC）和氮化硼（BN）是SiC_f/SiC复合材料中应用最广泛的界面相。PyC和BN均具有特殊的层状结构，且层与层之间为范德华力结合，这有利于基体裂纹沿着该弱结合方向扩展，进而起到保护纤维的作用并有效改善复合材料的强度和韧性^［29］。

PyC界面相可以显著提升SiC_f/SiC复合材料的力学性能，但是它存在一个致命缺点，在450 ℃左右就发生氧化。Zhang等^［30］对SiC_f/PyC/SiC复合材料在1300 ℃水氧环境下长达120 h的性能演变规律和降解机理进行了研究，结果表明复合材料经腐蚀60 h后，其弯曲强度保留率仅为15.1%。与PyC相比，BN的抗氧化性略高，其氧化温度约为850 ℃。但是BN界面相对水蒸气非常敏感，水汽的存在会使BN演变为挥发性物质H _x B _y O _z，从而大大加速BN的氧化^［31-32］。为了改善BN界面相的水汽敏感性，研究人员采用Si进行掺杂，通过加速玻璃相的形成，减缓B的蒸发，从而提高BN在潮湿空气中的稳定性^［33-34］。然而，据报道，BN稳定性的提高仅限于水分含量相对较低（体积分数为20% H₂O）的气氛，而在含有体积分数为90% H₂O的气氛中几乎没有观察到改善^［35］。

复合界面相主要包括 （PyC-SiC） _n 和（BN-SiC） _n，这类界面相可以看作是单层PyC或BN界面相的拓展。由于复合界面相中PyC和BN含量减少以及SiC亚层氧化生成的SiO₂薄层对其他亚层的保护作用，所以与单层PyC或BN界面相相比，复合（PyC-SiC） _n 和（BN-SiC） _n 界面相能在一定程度上提高复合材料的抗氧化性^［36-37］。本课题组研究了含（PyC-SiC）复合界面相的SiC_f/SiC复合材料在1300 ℃水氧环境下的腐蚀行为，结果表明SiC_f/（PyC-SiC）₂/SiC复合材料的性能衰减速度小于SiC_f/PyC/SiC复合材料，其腐蚀60 h后的弯曲强度保留率约为30%。总体而言，由于PyC和BN易氧化的本性，复合界面相对SiC_f/SiC复合材料抗高温水氧腐蚀性能的提升仍十分有限。

2.3 新型抗高温水氧侵蚀界面相

针对PyC、BN界面相以及复合界面相（PyC-SiC） _n 、（BN-SiC） _n 在高温水汽环境下易发生氧化降解的不足，研究者们尝试开发新型的抗高温水氧侵蚀的界面相，主要有稀土焦硅酸盐（Y₂Si₂O₇）、稀土磷酸盐（LaPO₄）、钨酸盐（CaWO₄）、锗酸盐（ZrGeO₄）和MAX相等^［38］，这类界面相的晶体结构中存在弱结合原子平面，塑性变形能力较强，有望提高复合材料的抗氧化性能，同时也能起到弱化界面结合的作用。表1列出了上述几种新型界面的熔点和热膨胀系数（coefficient of thermal expansion，CTE）。

2.3.1 稀土焦硅酸盐界面相

Y₂Si₂O₇作为一种稀土硅酸盐材料，具有良好的抗高温水汽性能，其晶体结构可看作是由YO₆多面体连接的角共享SiO₄四面体。由于Y—O键的键合强度较低，在外力作用下，Y₂Si₂O₇晶体结构中的Y—O键非常容易发生断裂，表明YO₆多面体较柔软。同时，在Y₂Si₂O₇晶体结构中存在（100）和（010）这样的弱键合原子平面，在外应力作用下，其容易在这种低能边界平面发生解理、滑动或孪生，有利于纤维以较低的滑动应力拔出^［39］。此外，Y₂Si₂O₇与SiC纤维的热膨胀系数相近，是目前SiC_f/SiC复合材料中研究最多的新型界面相。

Boakye对Y₂Si₂O₇界面相应用于SiC_f/SiC复合材料开展了大量的研究工作^［40-43］，采用固相反应法在SiC纤维表面制备了Y₂Si₂O₇涂层，并制备了SiC_f/SiC微型复合材料，研究表明，与无界面相的SiC_f/SiC复合材料相比，引入Y₂Si₂O₇界面相的SiC_f/SiC复合材料断口有纤维拔出，证实了Y₂Si₂O₇的弱界面作用。更加值得注意的是，在含Y₂Si₂O₇界面相的SiC_f/SiC微型复合材料的高温蒸汽腐蚀测试中，经1000 ℃氧化100 h后，复合材料的弯曲强度保留高达89.7%，并且Y₂Si₂O₇界面相仍然保持偏转裂纹和促进纤维拔出的作用^［44］。国内Wang等^［45］研究了具有Y₂Si₂O₇界面相的SiC_f/SiC复合材料在更高温度下的抗水氧性能，在1400 ℃湿氧环境下氧化80 h后，其弯曲强度保留率达到71.93%。本课题组通过固相反应法制备了Y₂Si₂O₇界面相并研究了SiC_f/Y₂Si₂O₇/SiC复合材料在1300 ℃水氧环境下的性能变化，经过60 h腐蚀后，Y₂Si₂O₇界面相保持完整，并且复合材料的弯曲强度几乎没有降低。所以，Y₂Si₂O₇界面相既能起到弱化界面结合，发挥纤维增韧机制的作用，又能显著提高复合材料的抗高温水氧性能，是目前SiC_f/SiC复合材料中值得重点关注和研究的界面相。

2.3.2 磷钇石型稀土磷酸盐界面相

LaPO₄具有优异的耐高温性能，熔点高达2072 ℃^［46］。当受到外载荷作用时，LaPO₄会发生解离、滑移、孪晶等微区塑性变形^［47］，从而起到偏转裂纹和促进纤维拔出的作用。由于与氧化物的相容性较好，LaPO₄最早是用于Al₂O_3f/Al₂O₃复合材料中，并且显著提高了复合材料的抗氧化性能^［48］。因此，研究者也尝试将其引入SiC_f/SiC复合材料中。

尽管LaPO₄与SiC的热膨胀系数相差较大，Boakye等^［49］通过溶胶-凝胶法成功在SiC纤维表面制备了2 µm厚的LaPO₄涂层，与纤维结合良好，并且在涂覆过程中不会降低纤维强度。之后，Boakye等^［50］又进一步对SiC纤维表面LaPO₄涂层的热稳定性和抗氧化性能进行研究，结果表明：在1200 ℃空气中，LaPO₄与SiC纤维保持稳定，但在1200 ℃氩气中发生化学反应生成La₂Si₂O₇；LaPO₄涂层能够降低SiC纤维的氧化速率，但是这种氧化抑制作用与涂层中的P元素以及SiC纤维本身的杂质元素（Al等）密切相关，对于单晶SiC或纯的CVD SiC，均未观察到LaPO₄的氧化抑制作用。另外，Cinibulk等^［51］的研究结果也表明，LaPO₄只能在很窄的温度和氧分压范围内与SiC保持良好的相容性，超出此范围，LaPO₄将与SiC反应生成La₂Si₂O₇或La₂O₃。因此，虽然LaPO₄界面相对SiC纤维有一定的氧化保护效果，但是它在SiC纤维表面较差的稳定性会制约SiC_f/SiC复合材料的工程应用。

2.3.3 其他新型界面相

（1）CaWO₄界面相

CaWO₄由于具有由WO₄四面体和八配位Ca位点组成的层状结构以及力学性能呈现各向异性^［52］，成为高温陶瓷复基合材料中较具吸引力的抗氧化纤维涂层。Wu等^［53］通过溶胶-凝胶法首次在SiC纤维表面制备了连续、均匀和致密的CaWO₄涂层，研究发现对于不同的涂覆温度、热处理气氛和CaWO₄胶体类型，纤维表面的涂层形态区别较小，但纤维强度却被大大降低了。随后，Wu等^［54］提出了一种简单的低温预热处理的方法，成功消除了纤维涂覆过程中的应力腐蚀，保留了较高的纤维强度。目前关于CaWO₄界面相的研究工作主要集中在稳定胶体的配制，还需进一步对CaWO₄的弱界面作用以及在SiC_f/SiC复合材料中的抗氧化性能进行评估。

（2）ZrGeO₄界面相

ZrGeO₄的晶体结构与CaWO₄类似，并且热稳定性更高（分解温度1840 ℃），其力学性能和热膨胀系数都呈现各向异性，增加了SiC_f/SiC复合材料中界面相的可设计性。Utkin等^［55］通过溶胶-凝胶法在SiC纤维表面制备了ZrGeO₄涂层，发现涂层纤维强度随涂覆温度增加而降低，900 ℃为合适的涂覆温度。Prokip等^［56］在SiC_f/SiC复合材料中引入了多层ZrGeO₄界面层，发现界面剪切应力随着界面层数增加显著降低，复合材料的韧性断裂特征更加显著。但是目前关于含ZrGeO₄界面相的SiC_f/SiC复合材料的抗高温氧化性能研究鲜见报道。

（3）ZrSiO₄界面相

ZrSiO₄属于稀有金属盐类，其具有优异的抗氧化性（氧扩散系数大大低于ZrO₂或SiO₂）和热稳定性（分解温度约1600 ℃），并且具有与SiC相似的热膨胀系数^［57］。此外，ZrSiO₄界面层的制备温度可以通过非水解溶胶-凝胶工艺降低至1000 ℃以下，有效缓解了界面层制备过程对SiC纤维的热损伤。Yang等^［58-59］以TEOS、ZrCl₄、LiF和无水乙醇为原料配制了ZrSiO₄溶胶，经过浸渍和在850 ℃、Ar气氛中热解后，在SiC纤维表面制备了均匀致密的ZrSiO₄涂层，并且进一步制备了SiC_f/SiC复合材料，研究了ZrSiO₄界面层的层数对复合材料力学性能和抗氧化性能的影响。研究结果表明：（1）随着ZrSiO₄界面层层数的增加，复合材料的拉伸强度先增大后减小，当ZrSiO₄界面层的层数为2时，复合材料的拉伸强度最大，相比于无界面相复合材料，提高了约83%；（2）在1000^{℃干燥空气中氧化1h后，无界面层SiC_f/SiC复合材料的拉伸强度相比ZrSiO₄界面层SiC_f/SiC复合材料降低了44.7%。这一研究结果表明ZrSiO₄界面既可以改善SiC_f/SiC复合材料的力学性能，又可以提高SiC_f/SiC复合材料的抗氧化性能，但还需对其抗高温水汽侵蚀进行研究。}

（4）MAX相

MAX相是一类具有层状结构的非氧化三元化合物（如Ti₃SiC₂，Ti₂AlC等），在外载荷作用下能够发生层间剥离^［60］，消耗大量断裂能，提高复合材料韧性，同时其层间结合强度高于PyC和BN，可以提高载荷传递效率，从而提升复合材料强度，因此逐渐在陶瓷基复合材料领域引起重视。然而MAX相的制备工艺限制了其在SiC_f/SiC复合材料界面相中的应用。Jacques等^［61］通过CVD法制备了Ti₃SiC₂涂层，发现其晶体择优取向严重且制备过程中产生较多的副产物。Filbert等^［62-63］采用电泳沉积法（EPD）在SiC单丝纤维表面制备了Ti₃SiC₂涂层，随着涂层厚度增加，纤维-基体间的残余压应力显著减小。Lee等^［64-65］也通过EPD法在SiC织物上沉积了Ti₃SiC₂涂层，但是涂层只存在于织物表面，内部的SiC纤维表面无涂层。国内Li等^［66］通过熔盐法制备了TiC/Ti₂AlC复合界面层，但是该熔盐反应过程会损伤纤维，降低复合材料强度。目前，MAX相主要应用于改性陶瓷基体，以提高其损伤容限。

表2总结了上述几种新型界面相的制备方法和优缺点，综合对比，Y₂Si₂O₇是目前SiC_f/SiC复合材料中最具潜力的新型抗水氧腐蚀界面相。但是，无论是固相反应法还是溶胶凝胶法，Y₂Si₂O₇的制备温度都高达1200 ℃，所以该界面相需要匹配具有高抗氧化性能的SiC纤维，如Hi-Nicalon S或者KD-SA纤维。因此还需要进一步优化制备方法，在提高陶瓷基复合材料整体性能的同时不损害纤维强度而制备出连续、均匀、致密的界面相。

综上，传统界面相（PyC、BN及其复合界面相）对SiC_f/SiC复合材料主要起到力学保护（或者称为“力学保险丝”）作用，而针对富含高温水汽与氧气的燃气环境，其化学保护作用相对较弱；相反，新型界面相（如稀土焦硅酸盐等），由于其抗水氧侵蚀性能较强，其对SiC_f/SiC复合材料主要起到化学保护作用，而力学保护或力学保险丝作用相对偏弱。因此，应坚持“系统思维”，不同类型的界面相应与不同的基体配对使用，从而让界面相、基体协同配合，共同完成应对航空发动机热端部件复杂恶劣的工况下对复合材料的高可靠、长寿命服役的使命。

3 SiC基体制备工艺研究进展

在引入SiC基体时，必须考虑到制备过程中的高温以及相应的物理、化学环境可能对SiC纤维造成的损伤。目前，制备SiC基体的工艺主要有先驱体浸渍裂解（polymer infiltration and pyrolysis process，PIP）、化学气相渗透（chemical vapor infiltration，CVI）、反应熔渗（reactive melt infiltration，RMI）以及上述工艺之间的联用工艺等^［67］。这些制备工艺各有优缺点，并且SiC_f/SiC复合材料的组成、密度、微观形貌、孔隙率及力学性能等会因制备工艺不同而产生明显差异。表3对比了上述三种常用制备工艺的特点。从制备温度而言，CVI工艺、PIP工艺相应的制备温度较低，因而对纤维更为友好；而RMI工艺制备温度高，对纤维的潜在损伤较大，因而该工艺制备复合材料过程中一方面对SiC纤维的性能要求高，同时对界面相对纤维的防护性能要求也极高。

3.1 PIP工艺

PIP工艺是以有机聚合物溶液作为先驱体，采用真空浸渍的方式使先驱体溶液渗透到编织件内部，然后经过交联固化和高温裂解得到中间体，重复浸渍、固化、裂解三个步骤，直到中间体的增重小于1%，即制备得到最终致密的SiC_f/SiC复合材料，其工艺流程如图2所示。该工艺的优点是先驱体分子可设计，可以制备形状复杂或厚度较大的大尺寸构件，设备简单，工艺成本较低。但是先驱体在高温裂解过程中通常存在小分子的逸出，且具有较大的体积收缩，因而制备的复合材料孔隙率较高（10%~20%）。

聚碳硅烷（polycarbosilane，PCS）是最常用的制备SiC_f/SiC复合材料的先驱体，常温状态下为固体，需要以二甲苯为溶剂配制成溶液，导致浸渍效率较低，因此，目前的工作主要集中在开发新型液态先驱体。表4^［68-72］列出了几种先驱体的裂解温度和陶瓷产率。美国Starfire公司生产的常温下为液态的AHPCS（部分烯丙基取代的氢化聚碳硅烷，SMP-10）先驱体，陶瓷产率高达81.7%。该先驱体在125 ℃左右开始交联，约170 ℃时完成固化，在1500 ℃氩气气氛下裂解可得到纯度为99%、晶粒尺寸约3~4 nm的纳米SiC，密度约为2.43 g/cm^3［68］。国防科技大学研制的液相LPVCS先驱体，陶瓷产率为59.5%，其制备的SiC_f/SiC复合材料的密度和开孔率分别为2.16 g/cm³和10.4%，并且高温力学性能优良，在1300 ℃下的弯曲强度高达470.2 MPa^［69］。中科院上海硅酸盐研究所以液相VHPCS（部分乙烯基取代的聚碳硅烷）作为SiC陶瓷先驱体制备的C_f/SiC复合材料，与采用传统聚碳硅烷制备的复合材料相比，弯曲强度提高了30%^［70］，但是该液态先驱体残碳率较高（约82%）。Fang等^［71］通过一锅法合成了部分被乙基取代的聚乙炔碳硅烷（EHPCS），该先驱体在900 ℃开始裂解转化为SiC，随着裂解温度升高，SiC由无定形态转变为结晶态，直到1600 ℃才出现β-SiC。与传统固态PCS相比，液态先驱体在提高浸渍效率、降低复合材料孔隙率等方面具有明显优势，是目前采用PIP工艺制备SiC_f/SiC复合材料的研究重点。

为缩短制备周期，弥补PIP工艺无法填充大孔隙的缺陷，另一个有效解决方法是在进行PIP工艺之前，首先在纤维预制件中引入SiC纳米颗粒。表5^{［68，70，72-73，75-76］}对比了采用不同先驱体及引入SiC颗粒制备的SiC_f/SiC或C_f/SiC复合材料的力学性能。Yin等^［73］将SiC纤维布浸渍在SiC纳米悬浊液中进行电泳沉积（EPD），使得SiC纳米颗粒附着在纤维布表面，随后将纤维布取出并叠层，最后进行7个PIP循环，所制得SiC_f/SiC复合材料的相对密度高达91.9%。Zhu等^［74］研究了SiC填料含量对C_f/SiC复合材料物理性能和力学性能的影响，结果表明，复合材料的孔隙率随SiC填料含量的增加而降低；同时材料的破坏应力也逐渐增大，说明渗透的SiC颗粒也起到了增强作用。Lee等^［75］采用EPD、真空压力渗透和冷等静压来促进SiC浆料的渗透，使得SiC_f/SiC生坯的密度达到2.2 g/cm³，经过7个PIP循环后，SiC_f/SiC复合材料的最终密度高达2.65 g/cm³。

3.2 CVI工艺

CVI工艺是以气态三氯甲基硅烷（MTS，CH₃SiCl₃）等作为源气，与载气一起通入放置SiC纤维编织件的沉积炉中，源气通过扩散或者在压力差的驱动下传输至编织件周围，并扩散到内部，进而在纤维表面发生化学反应并沉积SiC基体，从而实现纤维编织件的致密化^［77］，其工艺流程如图3所示。该工艺的优点是反应温度较低，对纤维的损伤较小，基体结晶度较高，并且能够实现复杂形状构件的近净成型，同时，其缺点也比较明显，沉积速率低，制备周期长，并且在沉积过程中容易造成材料表面封孔，导致孔隙率偏高。尽管存在这些缺点，但CVI工艺具有较高的成熟度，是最早实现发动机构件工程化应用的方法。

为了进一步提升CVI 工艺的致密化速率，逐渐发展了脉冲CVI、增压CVI、激光辅助CVI和等静压CVI等技术^［78］。以激光辅助CVI（LA-CVI）技术^［79-80］为例，该方法最主要的特点是将沉积SiC基体分为两个阶段，在第一阶段的沉积过程中开启激光系统，在SiC基复合材料中间体上加工扩散通道，得到具有扩散通道的中间体；随后在第二阶段进一步沉积SiC，得到致密的SiC基复合材料。由于加工了扩散通道，MTS有一个平滑的通道，容易渗透到纤维预制体中心，从而有助于复合材料的致密化。因此，相比于常规CVI法制备的SiC基复合材料，采用LA-CVI法制备的SiC基复合材料具有更高的密度和低的开孔隙率，弯曲强度也提高了14.47%。

以MTS作为气态先驱体的CVI工艺的研究已经较为完善，目前关于CVI法制备SiC_f/SiC复合材料的研究主要集中在预制体结构、界面相以及引入SiC纳米线或碳纳米管等方面。表6^［81-88］总结了CVI工艺制备的SiC_f/SiC或C_f/SiC复合材料的力学性能。

Han等^［81］以2D和3D SiC纤维编织预制体作为增强体，采用CVI 工艺制备了两种SiC_f/SiC复合材料，通过X-CT技术分析复合材料内部的孔隙结构和分布，研究了纤维预制体结构对复合材料弯曲强度的影响。结果表明3D编织复合材料的束间孔隙较少，结构更加紧密，因此其弯曲强度是2D编织复合材料的1.12倍。Zhao等^［82］研究了BN和BN-SiC界面层对CVI工艺制备的mini-SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响，结果发现界面层的表面粗糙度是影响复合材料拉伸强度的关键因素。Tao等^［83］将2D SiC纤维预制体真空浸渍在PCS、二茂铁和丙酮的混合物中，高温热解后在预制体中引入了SiC纳米线，随后采用CVI工艺进行致密化，制备了高密度（2.81 g/cm^-3）和低开孔隙率（2.7%）的SiC_f/SiC复合材料。与未引入SiC纳米线的SiC_f/SiC复合材料相比，弯曲强度保留率提高了19%。

3.3 RMI工艺

RMI工艺是利用熔融硅的毛细管效应浸渗至纤维预制体内部，然后在一定温度下发生化学反应生成SiC基体^［89］，其工艺流程主要为：首先制备出多孔的连续SiC纤维增强碳基中间体，随后将熔融硅从孔隙渗透进中间体，与碳基体反应生成SiC基体。图4是RMI法制备SiC_f/SiC复合材料的工艺流程。根据引入碳基体方式的不同，可将RMI工艺分为两大类：第一类为陶瓷浆料（含SiC和C颗粒）路线；第二类为树脂碳或热解碳路线。表7^{［90-92，94-95］}列出了上述路线制备的SiC_f/SiC复合材料的密度和弯曲强度。Liu等^［90］以国产第二代SiC纤维为增强体，首先制备出SiC纤维预浸料，经铺层、热压成型、碳化处理后，采用RMI工艺制备出了密度高达2.78 g/cm³、开气孔率小于2%的SiC_f/SiC复合材料，其室温弯曲强度也高达794 MPa。Raju等^［91］配制了固含量为30%的SiC颗粒和炭黑（SiC和C的比例为70∶30）混合浆料，通过EPD技术将浆料渗入SiC织物的空隙中，然后采用RMI工艺制备SiC_f/SiC复合材料，其开孔隙率低至0.55。Shim等^［92］采用浸渍酚醛树脂制备SiC纤维多孔C预制件，研究了热解温度对RMI工艺制备SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响，研究表明两步热解过程（首先在600 ℃氮气气氛热解，随后在1600 ℃真空热解）能使多孔预制体的开孔率提高28.3%，有利于后续熔融硅的渗透，提高复合材料致密度。与CVI和PIP工艺相比，该工艺的优点是可以一次成型且制备的复合材料具有高致密度，几乎无缺陷。缺点也很明显：一是渗硅温度较高，容易对纤维和界面层造成损伤；二是不可避免地在基体中残余一定含量的硅。SiC_f/SiC复合材料中残余硅的体积分数通常为12%~18%，最低可达5%^［93］，而残余硅的存在会降低复合材料的断裂韧性并限制其使用温度。

综上，上述三种不同制备工艺，其获得的SiC基体强弱是显著不同的。具体而言，PIP工艺制备的基体通常为疏松多孔且充满微裂纹的结构，因而其相对为较弱的基体，由此制备的为弱基体复合材料（weak matrix composites， WMCs）；而CVI和RMI工艺制备的复合材料，其基体通常致密、结晶性好、强度高，因而是强基体复合材料，通常需要配合弱界面（即PyC、BN及其组合的复合界面相）才能保证其具有高的韧性和损伤容限，即形成弱界面复合材料（weak interphase composites， WICs）。需要指出的是，采用PIP工艺制备的弱基体复合材料对于界面相的力学保护功能要求较低，因此可考虑采用抗水氧侵蚀的新型界面相，如图5（b）所示；相反，采用CVI或RMI工艺制备的强基体复合材料，其对界面相的“力学保险丝”功能要求较高，因此需要配合传统的层状界面相（即PyC、BN及其组合的复合界面相）实现高断裂韧性和损伤容限，如图5（a）所示。值得注意的是，后者制备的复合材料，其具备有一定的抗水氧侵蚀能力，因此并不依赖环境障涂层；相反，前者则需要依靠环境障涂层实现其对界面相的防护。

此外，以上三种工艺制备的SiC_f/SiC复合材料的耐温性也不同。RMI工艺由于制备温度最高，对SiC纤维的耐温性要求最高，但制备的SiC_f/SiC复合材料由于不可避免地含有残余Si，造成制备的SiC_f/SiC复合材料的耐温性不超过1350 ℃；而由CVI工艺、PIP工艺制备的SiC_f/SiC复合材料，其一般不含残余Si，其耐温性通常较高。但是，由于CVI工艺、PIP工艺制备复合材料温度低于服役温度，通常需要做稳定化处理。

3.4 联用工艺

以上单一工艺特色和缺陷共存，其中PIP法的工艺可靠性高、先驱体可设计性较强，但是其引入的SiC基体结晶性较差，孔隙率相对较高且会存在微裂纹；CVI法引入的SiC基体结晶性较高，但是制备周期长且最终制得的复合材料的孔隙率较高；RMI法引入的SiC基体结晶度和致密度更高，且工艺成本最低，但是制备温度高达1600~1700 ℃且不可避免地引入残余Si。鉴于单一工艺的局限性，多工艺联用是未来制备SiC_f/SiC复合材料构件的重要发展趋势，主要包括CVI和PIP、CVI和RMI以及PIP和RMI等工艺的组合。鉴于RMI工艺引入的残余Si制约了复合材料服役温度，本文重点阐述CVI-PIP联用工艺制备SiC_f/SiC复合材料。

3.4.1 PIP-RMI联用工艺

目前关于PIP和RMI联用工艺的研究报道较少，将PIP和RMI工艺进行联用的主要优势在于：（1）可以通过RMI工艺密封PIP工艺后的剩余孔隙，提高复合材料致密度；（2）减少PIP的循环次数，缩短制备周期。Fabia等^［96］采用PIP和RMI联用工艺制备了SiC_f/SiC复合材料，其研究表明仅进行1~3个PIP循环后就可以进行渗硅，所制备复合材料的时间相比于单一PIP工艺减少了55%。Yang等^［97］以中科院化学所研制的液态VHPCS为SiC先驱体，经过7个PIP循环后进行高温渗硅制得SiC_f/SiC复合材料。经过高温渗硅处理后，复合材料的密度从2.35 g/cm³升高到2.5 g/cm³，开气孔率从15%降低至7%，但是，由于高温熔渗过程对纤维造成了一定的损伤，其弯曲强度下降了22%。另外，也有研究表明熔融硅主要填充PIP工艺中形成的微裂纹及微缺陷，对于大的孔隙无法进行有效填充^［97］。因此，RMI工艺没有对PIP工艺起到足够的改良作用，其联用潜力相对有限。

3.4.2 CVI-RMI联用工艺

目前报道的采用CVI和RMI联用工艺制备的多为C_f/C-SiC复合材料，国防科技大学刘荣军研究员课题组对该联用工艺制备C_f/C-SiC复合材料开展了大量研究工作^［98-100］，系统研究了CVI SiC含量、CVI C含量和纤维预制件结构对CVI和RMI联用工艺制备的C_f/C-SiC复合材料化学组成、微观结构和力学性能的影响。以CVI SiC含量的影响研究工作为例，其结果表明复合材料的弯曲强度、弯曲模量及断裂韧性均随CVI SiC含量的增加先升高后降低。当引入CVI SiC的体积分数为13.13%（中间体CVI C_f/C-SiC的密度为1.42 g/cm³）时，与仅采用RMI法制备的材料相比，弯曲强度和断裂韧性分别提高了41%和67%。总之，CVI和RMI联用工艺能够缩短制备周期，并能弥补单一RMI法所得材料力学性能较低的缺点，是目前极具发展潜力的制备工艺之一。表8^{［96-97，101］}列出了采用联用工艺制备的SiC_f/SiC复合材料的密度和弯曲强度。

3.4.3 CVI-PIP联用工艺

CVI-PIP联用工艺是指在纤维预制件致密化过程中，首先采用化学气相渗透（CVI）工艺在纤维表面沉积一定量的致密的结晶态的β-SiC基体；在此基础上，引入液态先驱体（或其溶液）填充较大孔隙，实现SiC_f/SiC复合材料最终致密化。

CVI-PIP联用工艺结合了单一CVI和单一PIP工艺的优势，具体而言：首先，CVI-PIP联用工艺充分利用了CVI和PIP工艺填充预制件孔隙的特点，即CVI工艺擅长于填充预制件内部纤维束内小孔，且填充效率高（CVI工艺主要填充纤维束间大而尖锐的孔隙效率较低）；在此基础上，利用PIP工艺先驱体或其溶液能有效填充纤维束内大孔，实现陶瓷基复合材料的高效致密化。其次，CVI-PIP联用工艺充分利用了CVI和PIP工艺制备基体的特点，两者相互协调实现性能的最优化。尽管PIP工艺裂解得到的基体是疏松充满孔隙和微裂纹的结构，外界腐蚀性介质可通过PIP裂解的基体进入复合材料内部，但是由于在SiC纤维表面沉积了一层致密的结晶性良好的β-SiC基体，其能有效阻挡外界腐蚀性介质侵蚀界面相和纤维。最后，CVI-PIP联用工艺制备的SiC_f/SiC复合材料，其基体既存在致密的结晶性良好的CVI β-SiC基体这种“刚”性基体，同时还存在疏松多孔充满微裂纹自身协调性良好的“柔”性PIP裂解基体，这种刚柔并济的基体结构对SiC_f/SiC复合材料的抗热冲击等性能具有优势；相比之下，采用CVI工艺或MI工艺制备的SiC_f/SiC复合材料的基体是“刚”性基体。

自2013年起，NASA对CVI 和PIP联用工艺制备SiC_f/SiC复合材料进行研究^{［102-103］}，并开发出了N26-A牌号的SiC_f/SiC复合材料。本团队^［101］研究了引入CVI SiC含量对CVI-PIP联用工艺制备SiC_f/SiC复合材料性能的影响，发现CVI SiC厚度存在一个临界值t₀（如图6（a）所示），当超过该临界值时，会产生闭合孔隙，从而影响复合材料最终微观结构的均匀性。采用该联用工艺制备的SiC_f/SiC复合材料的典型微观结构如图6（b），（c）所示：基体由CVI-SiC和PIP-SiC组成，并形成明显的边界，致密的CVI-SiC包裹在SiC纤维表面并填满纤维束内部，厚度约20^{μm；PIP-SiC主要填充在纤维束间。采用CVI-PIP联用工艺制备的SiC_f/SiC复合材料具有以下突出的优点：①致密度更高；②制备周期更短；③微观组织均匀性更好；④力学性能稳定性更好；⑤抗氧化性能优异；⑥热导率更高（接近镍基高温合金的热导率）。}

4 环境障涂层技术研究进展

在清洁、干燥的空气气氛下，由于SiC_f/SiC复合材料表层氧化生成的致密SiO₂层能够阻止氧气向材料内部扩散，该复合材料表现出优异的高温抗氧化性能^［104］。然而，在水蒸气存在的条件下，SiO₂会与水蒸气反应生成气态Si（OH）₄，从而加剧材料衰退^［105］。研究表明，在燃烧室或燃气轮机正常工作条件下，在1200~1400 ℃测量得到SiC_f/SiC复合材料每1000 h的衰退率超过270 μm^［106］。另一方面，熔融碱金属盐的侵蚀也是一个严重的问题，这种标记为CaO-MgO-Al₂O₃-SiO₂（CMAS）的混合氧化物会与SiO₂形成低熔点的物质，极大加速氧在SiO₂中的扩散，从而加快SiC的腐蚀速率^［107］。因此，为解决上述问题，研究者们引入环境障涂层对复合材料进行保护，以降低SiC_f/SiC复合材料在典型服役环境下的腐蚀速率。

4.1 环境障涂层的主要发展历程

经过30多年的研究与发展，EBC涂层大致经历了四个阶段^［108］：第一代，莫来石与氧化钇稳定氧化锆（mullite/YSZ）体系；第二代，钡锶铝硅酸盐（barium strontium aluminosilicate，BSAS）体系；第三代，稀土硅酸盐（rare-earth silicates）体系；第四代，热/环境障复合涂层（T/EBCs）体系。

在设计EBC涂层时，为提高面层与基体之间的结合力，通常在面层与基体间加入一个黏结层。在第二代EBC涂层BSAS体系中，普遍采用Si作为黏结层，而第三代以后EBC涂层的应用温度已经达到1316 ℃以上，接近或超过了硅的熔点。硅熔化后会发生流动渗透，加速自身氧化进而失去黏结作用。为提高Si黏结层的应用温度，目前主要采取对Si进行掺杂，例如在Si中掺杂HfO₂^{［109-110］}，但是在对Si-HfO₂/Yb₂Si₂O₇双层EBC系统在干燥空气与水氧环境（90%H₂O，10%O₂，体积分数）中进行循环测试时，发现Si在黏结层中以硅岛的形式游离存在，这种游离硅由于比表面积更大而被迅速氧化，导致黏结层快速失效。另一种是用稀土元素进行掺杂，形成Re-Si合金化黏结层，如Y-Si和Yb-Si二元合金^［111］，Yb-Gd-Si三元合金^［112］和Yb-Gd-Si-Hf四元合金等。但是合金的温度耐受能力随成分变化显著，加上复杂的相变以及氧化后形成的复杂氧化物对于黏结层应用中的稳定性能又将存在不利影响。因此，还需探寻新的具有更高熔点的黏结层材料或者提高面层的制备技术，从而无需黏结层，获得更加简单的EBC涂层体系。

对于面层材料，除了具有与SiC相近的热膨胀系数外，为了抵御水汽的侵蚀，最为关键的一点是具有低的SiO₂活性。从莫来石到BSAS，再到稀土硅酸盐材料^［108］，面层材料的耐温性逐渐增加，SiO₂活性逐渐降低。有研究表明，与BSAS涂层包覆的SiC_f/SiC复合材料相比，稀土硅酸盐涂层包覆的SiC_f/SiC复合材料的寿命提高了一倍以上^{［113-114］}。因此，稀土硅酸盐由于不仅具有高熔点和优异的抗水汽腐蚀性能，而且与SiC的相容性较好，逐渐成为EBC面层的重点研究对象和目前最具应用前景的材料。

第四代热障/环境障复合涂层体系^{［115-116］}实际上是为了弥补EBC涂层抵抗CMAS腐蚀的不足。该涂层是将热障涂层（thermal barrier coating，TBC）中的隔热概念与EBCs中的环境保护结合起来，由低热导率的陶瓷顶层（La₂Zr₂O₇，Gd₂Zr₂O₇等）和EBC涂层组成，其中陶瓷顶层作为第一道屏障减少来自高温服役环境和涂层高温表面的热辐射，同时抵抗CMAS腐蚀。Guo等^［117］通过APS工艺制备了Si/Yb₂SiO₅/YSH₁₆（氧化钇稳定氧化铪）热环境障涂层，在1300 ℃空气中氧化100 h后，Yb₂SiO₅层和YSH₁₆层之间的界面非常稳定，表明其化学相容性较好。对于多层T/EBC涂层系统，所面临的材料挑战也较多，主要包括微观结构和相稳定性以及各个层的化学相容性、陶瓷顶层的烧结以及在温度梯度循环热冲击条件下具有CTE梯度的涂层机械完整性。

4.2 高可靠、长寿命环境障涂层

目前关于环境障涂层的研究仍集中在第三代EBC涂层体系。文献［118］报道了以Si为黏结层、Yb₂Si₂O₇为面层的环境障涂层在模拟燃气环境下对SiC_f/SiC复合材料提供了极其优异的防护效果。但值得注意的是，该环境障涂层体系容易在高温水氧腐蚀环境下产生裂纹，尤其是贯穿裂纹，这已经严重制约了环境障涂层的可靠性和使用寿命。文献［114］系统报道了Si/Yb₂Si₂O₇环境障涂层在1300 ℃模拟燃气环境下的涂层发生开裂失效的机理。尽管Si/Yb₂Si₂O₇环境障涂层在模拟燃气环境下保持相稳定，为Yb₂Si₂O₇主相和Yb₂SiO₅弥散相两相共存。但是随着高温水氧腐蚀的持续，两相含量发生较为显著的变化。图7给出了Si黏结层/硅酸镱面层环境障涂层在1300 ℃、水汽和氧气体积分数分别为50%（1300 ℃， 50%H₂O/50%O₂）的模拟燃气下腐蚀不同时间后的面层XRD精修，可以发现，在80 h以前，随着腐蚀时间的延长，Yb₂SiO₅含量逐渐增加；但是，腐蚀80 h以后，随着水氧腐蚀的推进，Yb₂SiO₅含量又逐渐降低，同时Yb₂Si₂O₇的含量逐渐增多（甚至高于制备态涂层内的Yb₂Si₂O₇的含量）。这可能的机理阐释如下：首先，在80 h以前，由于Yb₂Si₂O₇在高温水汽的作用下，其内部部分Si被高温水汽反应而挥发，由此形成Yb₂SiO₅，这就造成Yb₂SiO₅含量不断提高；由于Yb₂SiO₅的热膨胀系数高于Yb₂Si₂O₇，这就造成环境障涂层面层与黏结层或复合材料基体的热失配不断加剧，面层内热应力在不断累积。当面层内应力达到临界值后，便产生了贯穿裂纹。当贯穿裂纹产生以后，如图8所示，其将扩展至面层与黏结层界面或SiO₂-TGO层，由于SiO₂-TGO层内部本身也累积了较大的应力，贯穿裂纹尖端分叉并形成横向裂纹；此时，外界腐蚀性的水氧通过贯穿裂纹侵入SiO₂-TGO层，一方面高温水汽与SiO₂反应生成挥发性的Si（OH） _x，另一方面，由于在1300 ℃时SiO₂为黏流态，未与水汽反应的SiO₂将通过贯穿裂纹补充至面层，进而与Yb₂SiO₅反应又生成Yb₂Si₂O₇。这是裂纹形成后面层中Yb₂Si₂O₇含量提高的可能原因。

针对上述问题，研制高可靠性、长服役寿命环境障涂层，关键在于抑制Yb₂Si₂O₇面层中Si在高温水汽下的持续耗散（即采用“堵”的策略）或对面层中耗散的Si进行及时而有效的补充（即采用“疏”的策略）。本团队提出在Yb₂Si₂O₇面层中引入SiC晶须或颗粒，即采用“疏”的策略，通过三个步骤既实现对面层中耗散Si的有效补充，同时又实现面层的自愈合功能。首先，SiC晶须或颗粒氧化形成SiO₂并产生较大的体积膨胀；其次，形成SiO₂在高温下具有一定的流动性，因而为SiO₂与Yb₂SiO₅接触提供了条件；最后，SiO₂与Yb₂SiO₅具有较高的反应活性，重新生成Yb₂Si₂O₇（实现面层中Si的补充），同时伴随一定的体积膨胀（即进一步实现愈合裂纹作用）。事实上，三者缺一不可的材料体系 （即Yb₂Si₂O₇，Yb₂SiO₅和SiC）是实现面层自愈合的前提。Yb₂Si₂O₇与高温水汽反应消耗Si生成Yb₂SiO₅；SiC自愈合相则补充Si， 通过其自身氧化生成SiO₂， 后者与Yb₂SiO₅反应又生成Yb₂Si₂O₇，此时单硅酸镱和焦硅酸镱达到动态平衡，直至SiC自愈合相消耗殆尽。

5 SiC_f/SiC复合材料的应用进展

SiC_f/SiC复合材料目前主要应用于航空、航天以及核能领域。航空领域主要是航空发动机的热端部件包括燃烧室、密封片、叶片、涡轮外环和尾喷管等；航天领域主要是空天飞行器机翼前缘、舵面等；核能领域主要是核反应堆燃料包壳管、第一壁以及液态包层中的流道插件等部位。目前，SiC_f/SiC复合材料在航空领域的应用研究工作开展较为广泛^［1］。

随着航空发动机推重比的不断提高，涡轮前进气口温度也在不断提高，传统的镍基高温合金已达到耐温极限（约1050^{℃），无法满足高性能航空发动机的耐温需求。目前，SiC_f/SiC复合材料由于具有：①极其优异的耐温性，其至少可耐1300℃高温，且随着SiC纤维技术和复合材料制备工艺以及EBC涂层的进步可进一步提升；②优异的高温力学性能，可服役于更高温度，减少冷却气体甚至无需冷却结构；③低密度，其密度只为耐高温合金的1/3~1/4，这使其具有高比强、高比模特性以及有利于航空发动机推重比的提升；④抗高温蠕变性；⑤突出的耐腐蚀、高温抗氧化性能等，是国际公认的高性能发动机热端部件新材料。研究表明，将SiC_f/SiC复合材料用于燃烧室、涡轮叶片、加力燃烧室和喷管等热端部件，可使发动机工作温度提高300~500 ℃，结构减重50%~70%，推力提高30%~100%［3］。}

自20世纪90年代起，美国、法国、日本等发达国家就已经开展了多个针对SiC基复合材料在航空发动机高温结构部件的应用研究计划，如美国NASA的IHPTET（integrated higher performance turbine engine technology）、EPM（enhanced propulsion material）计划、日本的AMG（advanced materials gas-generator）计划等。

在官方引导和市场牵引下，以GE、罗罗、法国SNECMA等为代表的西方航空工业巨头也大量参与到发动机用CMC构件的研究中，并取得显著的进步。历经几十年的研究，目前SiC_f/SiC复合材料已经实现在多型号航空发动机热端构件领域的应用（表9）^{［3，5，119-122］}，如F110-GE-129发动机尾喷管，EJ200发动机的燃烧室、火焰稳定器、尾喷管调节，Trent800发动机涡轮外环以及F136和F414发动机涡轮导向叶片等发动机热端构件。其中，GE集团是当前世界范围内在航空发动机上应用SiC_f/SiC复合材料的先导者，其代表性的制备工艺是预浸料-熔渗工艺。GE在2010年就完成了SiC_f/SiC复合材料低压导向叶片在军用F136发动机上的验证和试飞，使用温度可达1200 ℃，部件质量、冷却气用量减少50%以上^［119］。在这之后，GE逐渐将SiC_f/SiC拓展应用到燃烧室、导叶和外环等部位，相关产品将应用到F-35和第六代战斗机。

SiC_f/SiC复合材料在商用发动机上的应用也取得了较大进展，GE和CFM公司推出了全球首台热端部件采用SiC_f/SiC复合材料的商用发动机，并将其应用于空客A320neo、波音737MAX和中国C919等机型上，此外，GE和CFM已在最新服役的LEAP发动机上使用了带EBC涂层的SiC_f/SiC涡轮环^［120］。而GE研发的号称有史以来“最大”、“最强”的高涵道比商用涡扇发动机GE9X，其上集成了超过60个CMC部件，包括燃烧室、涡轮外环和喷嘴等部位，是目前使用CMC最多的商用发动机^［121］。根据评估，GE9X使用的SiC_f/SiC复合材料部件相较于传统金属件质量减少了2/3，强度提升了1倍，冷气用量减少59%，同时油耗更低，被应用于波音777X宽体客机。

总体而言，国外在航空发动机的SiC_f/SiC复合材料应用方面取得了较大突破，中温中载件如密封片、调节片等已经实现实际应用和批量生产；高温中载件如火焰筒、内外衬等正在进行全寿命验证，近期有望实现应用；高温高载转动件如涡轮转子等尚处于探索阶段，部分关键技术已取得突破，如图9所示，为GE在F414发动机上使用的CMC材料低压涡轮转子叶片，首次实现了SiC_f/SiC复合材料应用于高温动载部件的突破。

国内也持续开展了SiC_f/SiC复合材料的制备技术与应用研究。从20世纪90年代开始，以国防科技大学、中科院上海硅酸盐研究所、西北工业大学、中国航发等为代表的一些单位在SiC_f/SiC复合材料的研究和应用上付出了大量努力，并取得了显著进展。经过几十年发展，国内在高性能SiC纤维研发和制备工艺等方面取得进步的同时，也不断进行着SiC_f/SiC复合材料工程化应用的尝试。目前，国内已经初步具备了典型SiC_f/SiC复合材料构件的研制和小批量生产能力，工程化应用正逐步推进，但与发达国家相比还有一定差距。造成这种局面的原因包括相关研究起步较晚、西方技术封锁以及国内加工技术不成熟、复合材料制备工艺不稳定等。此外，构件考核验证实验和性能评估手段还不完善、考核数据短缺、构件精密加工和与其他部件的连接等系统性的装备设计和制造能力不足也是亟待解决的问题。

6 结束语

SiC_f/SiC复合材料是新一代高推比航空发动机热端部件的战略性材料，鉴于其承受高温、高压、高承载、氧化、高温水汽腐蚀、燃气冲刷、高低温循环、长时间服役等恶劣而复杂的工况，需要SiC_f/SiC复合材料四大结构组元相互协同配合、扬长避短，共同应对外界苛刻的服役环境（包括热、力、氧、水汽等耦合因素）的挑战，从而达到高可靠、长寿命服役的最终目标。

（1）坚持SiC纤维的核心地位。SiC纤维及其增强体是SiC_f/SiC复合材料的骨架，是其强韧化的主体组元，需要发展耐高温、高强度新型SiC纤维，同时尽可能降低在复合材料制备及服役过程中造成对纤维的性能损伤。

（2）SiC_f/SiC复合材料界面相主要承担力学保护（即力学“保险丝”作用）或化学保护作用（即抵抗水氧侵蚀作用）。前者主要为传统的不抗水氧侵蚀的层状界面相，如热解碳PyC、六方氮化硼h-BN及其复合界面相；后者主要为抗水氧侵蚀的新型界面相，如作为环境障涂层面层的稀土硅酸盐等。

（3）不同方法制备的SiC_f/SiC复合材料基体，依据其强度、致密度、结晶性不同，可分为强基体和弱基体，前者包括由CVI工艺或RMI工艺制得的基体；后者包括由PIP工艺制得的基体。

（4）上述不同类型的界面相应与不同类型的基体协同配合，具体而言：传统的不抗水氧侵蚀的层状界面相（包括热解碳PyC、六方氮化硼h-BN及其复合界面相等）应与强基体（即由CVI工艺或RMI工艺制得的基体）协同配合，层状界面相为SiC_f/SiC复合材料提供高韧性及高损伤容限，但其不抗水氧侵蚀，因而需要环境障涂层协同配合；抗水氧侵蚀的新型界面相对SiC纤维起到有效的化学保护作用，但其“力学保险丝”作用偏弱，应配合弱基体（即PIP工艺制得的基体），利用PIP制得的弱基体中存在微裂纹、孔隙等特征有效偏转裂纹，实现其高韧性和损伤容限。

（5）抗水氧侵蚀的新型界面相与弱基体配合形成的新型复合材料，可认为在SiC纤维表面制备有“环境障涂层”，因此复合材料外可不沉积环境障涂层；传统的不抗水氧侵蚀的层状界面相与强基体形成复合材料，则依赖高性能环境障涂层抵抗外界水氧侵蚀。

（6）目前含硅环境障涂层（如稀土硅酸盐等）与高温水汽反应形成挥发性Si（OH） _x 耗散硅是造成其开裂失效的重要原因。鉴于此，在稀土硅酸盐环境障涂层中添加含硅化合物，利用其氧化形成SiO₂与稀土单硅酸盐具有较强的反应活性重新生成稀土焦硅酸盐，该反应同时伴随体积膨胀，以上补充硅效应和体积膨胀形成的愈合裂纹作用，使得环境障涂层具备内源性补充硅和自愈合双重功能，其抗开裂能力显著提升。

SiC_f/SiC复合材料在航空航天等领域的应用需求日益迫切，已经成为国内外公认的具有重大战略意义的新材料。目前SiC_f/SiC复合材料构件在试车验证考核中表现优异，但是要想实现广泛的工程应用，就必须在高性能SiC纤维、界面层、低成本制备工艺、EBCs涂层、无损检测技术和评价体系以及结构-成型工艺-材料性能一体化设计等关键技术方面取得突破。

（1）高性能SiC纤维技术。目前第三代SiC纤维的组成已经是近化学计量比，其耐温性能和高温抗氧化性能相比于二代SiC纤维得到了显著提升，但是三代SiC纤维的成本较高，必须降低三代SiC纤维的成本以满足SiC_f/SiC复合材料的规模化应用。

（2）制备工艺的优化。复合材料具有材料、结构、工艺一体化特征。几种成熟的制备工艺如PIP、CVI和RMI法各有局限和优势，采用联用工艺是未来制备SiC_f/SiC复合材料构件的重要发展趋势。另外可以结合模拟仿真技术对不同制备工艺填充孔隙的过程进行模拟研究，从而更加精准的控制成型过程中的工艺参数，以实现复合材料的快速致密化和降低成本。

（3）新型界面相的开发。对于界面相，研发出能替代PyC和BN的新型抗高温水氧侵蚀界面相是其未来发展的一个重要趋势。针对这个问题，可以开展以下两方面的研究工作：一是制备内层致密外层多孔的界面相。致密内层可以隔绝外界腐蚀性物质侵蚀纤维，多孔外层可以偏转裂纹，避免纤维脆断；二是与弱基体陶瓷基复合材料配合使用，加载过程萌生的裂纹可在基体中的微裂纹、孔隙中发生偏转、分叉等，避免复合材料发生脆断断裂。

（4）新型环境障涂层开发。一方面，紧贴应用需求开发兼具高功能性和耐久性的新型环境障涂层材料体系，一是研发具有低热膨胀系数、高水氧抗性和CMAS抗性以及良好高温稳定性的陶瓷面层材料，二是开发具有高熔点、高稳定性、良好抗氧化性和高损伤容限的新型Si基黏结层材料。另一方面，优化环境障涂层结构设计，包括多层结构/梯度结构涂层、多功能复合涂层、热/环境障涂层等。此外，还需要开发适用性更广、可控制性更强、产品稳定性更高的环境障涂层制备工艺。

（5）建立完备的SiC_f/SiC复合材料构件设计准则和评价体系。最大限度发挥复合材料性能可设计性优势，做好质量控制；进一步完善复合材料的性能测试标准和方法，建立完善材料性能数据库，为复合材料构件的设计和制备工艺的优化提供参考和支撑。相对应地，环境障涂层的设计、表征和考核也需要进一步建立完善的、系统的、标准化的体系。

（6）复合材料构件结构-制备工艺-材料性能一体化设计。复合材料应用领域的不断拓宽、应用需求的多样化和新兴技术的涌现使得复合材料的设计、制造和使用越来越成为一个综合性和系统性的工程。未来复合材料的开发需要更多的将结构、制备工艺和性能等统筹考虑，通过一体性的精细匹配优化设计，从多尺度进一步发掘材料潜力，突破现有设计极限，不断提高产品研制效率，降低开发成本，畅通从基础研究到产业化的全链条。

参考文献

[1] PADTURE N P. Advanced structural ceramics in aerospace propulsion［J］. Nature Materials， 2016， 15（8）： 804-809.

[2] 袁钦， 宋永才. 连续SiC纤维和SiC_f/SiC复合材料的研究进展［J］. 无机材料学报， 2016， 31（11）： 1157-1165.

[3] YUAN Q， SONG Y C. Research and development of continuous SiC fibers and SiC_f/SiC composites［J］. Journal of Inorganic Materials， 2016， 31（11）： 1157-1165.

[4] 刘巧沐， 黄顺洲， 何爱杰. 碳化硅陶瓷基复合材料在航空发动机上的应用需求及挑战［J］. 材料工程， 2019， 47（2）： 1-10.

[5] LIU Q M， HUANG S Z， HE A J. Application requirements and challenges of CMC-SiC composites on aero-engine［J］. Journal of Materials Engineering， 2019， 47（2）： 1-10.

[6] 马昕， 刘海韬， 孙逊. 连续纤维增强陶瓷基复合材料连接件的研究进展［J］. 材料工程， 2023， 51（8）： 1-11.

[7] MA X， LIU H T， SUN X. Research progress in continuous fiber reinforced ceramic matrix composite joints［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（8）： 1-11.

[8] 周亦人， 沈自才， 齐振一， 中国航天科技发展对高性能材料的需求［J］. 材料工程， 2021， 49（11）： 41-50.

[9] ZHOU Y R， SHEN Z C， QI Z Y， et al. Demand for high performance materials in development of China’s aerospace science and technology［J］. Journal of Materials Engineering， 2021， 49（11）： 41-50.

[10] ICHIKAWA H. Polymer-derived ceramic fibers［J］. Annual Review of Materials Research， 2016， 46（1）： 335-356.

[11] GOU Y， WANG H， JIAN K， et al. Preparation and characterization of SiC fibers with diverse electrical resistivity through pyrolysis under reactive atmospheres［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2017， 37（2）： 517-522.

[12] ZHAO S， ZHOU X， YU J. Research and development in fabrication and properties of SiC/SiC composites［J］. Materials Review， 2013， 27（1）： 66-70.

[13] 冯春祥， 薛金根， 宋永才. SiC纤维研究进展［J］. 高科技纤维与应用， 2003， 28（1）： 15-19.

[14] FENG C X， XUE J Y， SONG Y C. The progress of research on silicon carbide fiber［J］. Hi-Tech Fiber and Application， 2003， 28（1）： 15-19.

[15] YAJIMA S， OKAMURA K， HAYASHI J， et al. Synthesis of continuous SiC fibers with high tensile strength［J］. Journal of the American Ceramic Society， 1976， 59（7/8）： 324-327.

[16] 王得印，毛仙鹤，宋永才， 一种具有稳定富碳表层的SiC纤维的制备与性能［J］. 无机材料学报， 2009， 24（6）： 1209-1213.

[17] WANG D Y， MAO X H， SONG Y C， et al. Preparation and properties of SiC fiber with a stable excess carbon layer on the surface［J］. Journal of Inorganic Materials， 2009， 24（6）： 1209-1213.

[18] 韦鑫， 杨明杰， 赵领航， 高性能碳化硅纤维研究进展［J］. 棉纺织技术， 2018， 46（10）： 74-77.

[19] WEI X， YANG M J， ZHAO L H， et al. Research progress of higher property silicon carbide fiber［J］. Cotton Textile Technology， 2018， 46（10）： 74-77.

[20] 陈代荣， 周新贵， 朱陆益， 连续陶瓷纤维的制备，结构，性能和应用：研究现状及发展方向［J］. 现代技术陶瓷， 2018， 39（3）： 151-222.

[21] CHEN D R， ZHOU X G， ZHU L Y， et al. Fabrication， microstructure， properties and applications of continunous ceramic fibers： a review of present status and further directions［J］. Advanced Ceramics， 2018， 39（3）： 151-222.

[22] PYSHER D J， GORETTA K C， HODDER R S， et al. Strengths of ceramic fibers at elevated temperatures［J］. Journal of the American Ceramic Society， 1989， 72（2）： 284-288.

[23] BUNSELL A R， PIANT A. A review of the development of three generations of small diameter silicon carbide fibres［J］. Journal of Materials Science， 2006， 41（3）： 823-839.

[24] TAKEDA M， IMAI Y， ICHIKAWA H， et al. Thermal stability of the low oxygen silicon carbide fibers derived from polycarbosilane［J］. Ceramic Engineering and Science Proceedings， 1992， 13（7/8）： 209-217.

[25] SHIMOO T， OKAMURA K， MUTOH W. Oxidation behavior and mechanical properties of low-oxygen SiC fibers prepared by vacuum heat-treatment of electron-beam-cured poly（carbosilane） precursor［J］. Journal of Materials Science， 2003， 38（8）： 1653-1660.

[26] 王堋人， 苟燕子， 王浩. 第三代SiC纤维及其在核能领域的应用现状［J］. 无机材料学报， 2020， 35（5）： 525-531.

[27] WANG P R， GOU Y Z， WANG H. Third generation SiC fibers for nuclear applications［J］. Journal of Inorganic Materials， 2020， 35（5）： 525-531.

[28] 潘影. 平纹布和斜纹布铺层结构对SiC_f/SiC过滤材料性能的影响［D］. 南京： 南京航空航天大学， 2018.

[29] PAN Y. Effect of plains and twills laminated structure on filtration properties of SiC_f/SiC composites［D］. Nanjing： Nanjing University of Aeronautics and Astronautics， 2018.

[30] 刘时剑， 邱海鹏， 刘善华， SiC缝合纤维的引入方式对2D SiC/SiC复合材料性能的影响［J］. 陶瓷学报， 2021， 42（5）： 801-806.

[31] LIU S J， QIU H P， LIU S H， et al. Effect of the way to introduce SiC sewing fibers on mechanical properties of 2D SiC/SiC composites［J］. Journal of Ceramics， 2021， 42（5）：801-806.

[32] ZHAO S， ZHOU X， YU J， et al. Fabrication and characterization of 2.5D and 3D SiC_f/SiC composites［J］. Fusion Engineering and Design， 2013， 88（9/10）： 2453-2456.

[33] HOU Z， LUO R， YANG W， et al. Effect of fiber directionality on the static and dynamic mechanical properties of 3D SiC_f/SiC composites［J］. Materials Science and Engineering：A， 2016， 658： 263-271.

[34] 韩振宇， 梅海洋， 付云忠， 三维编织预成型体的织造及三维编织复合材料细观结构研究进展［J］. 材料工程， 2018， 46（11）： 25-36.

[35] HAN Z Y， MEI H Y， FU Y Z， et al. Research progress on preform forming and microstructure of 3D braided composites［J］. Journal of Materials Engineering， 2018， 46（11）： 25-36.

[36] 丁丹烨. 三维编织复合材料编织几何和力学性能的细观分析［D］. 南京： 南京航空航天大学， 2008.

[37] DING D H. Meso architecture and mechanical models of three-dimensional braided composites［D］. Nanjing： Nanjing University of Aeronautics and Astronautics， 2008.

[38] 蒋丽娟， 侯振华， 周寅智. 预制体结构及界面对三维SiC/SiC复合材料拉伸性能的影响［J］. 复合材料学报， 2020， 37（3）： 642-649.

[39] JIANG L J， HOU Z H， ZHOU Z Y. Effects of preform structure and interface types on tensile properties of 3D-SiC/SiC composites［J］. Acta Materiae Compositae Sinica， 2020， 37（3）：642-649.

[40] NASLAIN R R. The design of the fibre-matrix interfacial zone in ceramic matrix composites［J］. Composites Part A Applied Science and Manufacturing， 1998， 29（9/10）： 1145-1155.

[41] 郝浩辉， 党潇琳， 马晓康， 陶瓷基复合材料界面微区力学行为的研究进展［J］. 材料工程， 2024， 52（4）： 1-11.

[42] HAO H H， DANG X L， MA X K， et al. Research progress in micro-mechanical behavior of ceramic matrix composites interfacial zone［J］. Journal of Materials Engineering， 2024， 52（4）： 1-11.

[43] 何宗倍， 张瑞谦， 付道贵， 不同界面SiC纤维束复合材料的拉伸力学行为［J］. 材料工程， 2019， 47（4）： 25-31.

[44] HE Z B， ZHANG R Q， FU D G， et al. Tensile mechanical behavior of SiC fiber bundle reinforced composites with different interfaces［J］. Journal of Materials Engineering， 2019， 47（4）： 25-31.

[45] 康伟峰， 邢欣， 张禹， SiC纤维表面涂层的制备及其作用研究进展［J］. 材料工程， 2023， 51（8）： 33-45.

[46] KANG W F， XING X， ZHANG Y， et al. Research progress in preparation and effect of surface coating on SiC fibers［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（8）： 33-45.

[47] ZHANG J， LIU R， JIAN Y， et al. Degradation mechanism of SiC_f/SiC composites after long-time water vapor and oxygen corrosion at 1300 ℃［J］. Corrosion Science， 2022， 197： 110099.

[48] MALL S， RYBA J L. Effects of moisture on tensile stress rupture behavior of a SiC/SiC composite at elevated temperatures［J］. Composites Science and Technology， 2008， 68（1）： 274-282.

[49] LU Z， BIE B， PANG A， et al. Oxidation and microstructure of SiC_f/SiC composites in moist air up to 1600 ℃ by X-ray tomographic characterization［J］. International Journal of Applied Ceramic Technology， 2020， 17（3）： 874-885.

[50] LIU Y， CHAI N， QIN H， et al. Tensile fracture behavior and strength distribution of SiC_f/SiC composites with different SiBN interface thicknesses［J］. Ceramics International， 2015， 41（1）： 1609-1616.

[51] LIU Y， CHAI N， LI Z， et al. Effect of deposition temperature on deposition kinetics and mechanism of silicon boron nitride coating deposited from SiCl₄-BCl₃-NH₃-H₂-Ar mixture using low pressure chemical vapor deposition［J］. Surface and Coatings Technology， 2015， 261： 295-303.

[52] BRENNAN J J. Interfacial characterization of a slurry-cast melt-infiltrated SiC/SiC ceramic-matrix composite［J］. Acta Materialia， 2000， 48（18）： 4619-4628.

[53] CUI G， LUO R， WANG L， et al. Mechanical properties evolution of SiC_f/SiC composites with a BN/SiC multilayer interface oxidized at elevated temperature［J］. Applied Surface Science， 2021， 570： 151065.

[54] WANG L， LUO R， CUI G， et al. Oxidation resistance of SiC_f/SiC composites with a PyC/SiC multilayer interface at 500 ℃ to 1100 ℃［J］. Corrosion Science， 2020， 167： 108522.

[55] 张金， 刘荣军， 王衍飞， 连续纤维增强陶瓷基复合材料新型界面相研究进展［J］. 硅酸盐学报， 2021， 49（9）： 1869-1877.

[56] ZHANG J， LIU R J， WANG Y F， et al. Progress in research on new interphases of continuous fiber reinforced ceramic matrix composites［J］. Journal of the Chinese Ceramic Society， 2021， 49（9）： 1869-1877.

[57] SUN Z， ZHOU Y， WANG J， et al. γ-Y₂Si₂O₇， a machinable silicate ceramic： mechanical properties and machinability［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2007， 90（8）： 2535-2541.

[58] BOAKYE E E， MOGILEVSKY P， HAY R S， et al. Rare-earth disilicates as oxidation-resistant fiber coatings for silicon carbide ceramic-matrix composites［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2011， 94（6）： 1716-1724.

[59] BOAKYE E E， MOGILEVSKY P， PARTHASARATHY T A， et al. Processing and testing of RE₂Si₂O₇ fiber-matrix interphases for SiC-SiC composites［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2016， 99（2）： 415-423.

[60] BOAKYE E E， MOGILEVSKY P， KEY T S， et al. In situ Y₂Si₂O₇ coatings on Hi-Nicalon-S SiC fibers： phase formation and fiber strength［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2019， 102（10）： 5725-5737.

[61] BOAKYE E E， KEY T S， PARTHASARATHY T A， et al. Evaluation of SiC/SiC minicomposites with yttrium disilicate fiber coating［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2018， 101（1）： 91-102.

[62] BOAKYE E E， KEY T S， MOGILEVSKY P， et al. SiC/SiC mini-composites with yttrium disilicate fiber coatings： oxidation in steam［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（5）： 3132-3140.

[63] 王鹏， 王庆雷， 张翔宇， 层状硅酸钇改性SiC_f/SiC复合材料湿氧化行为研究［J］. 无机材料学报， 2019， 34（8）： 904-908.

[64] WANG P， WANG Q L， ZHANG X Y， et al. Oxidation behavior of SiC_f/SiC composites modified by layered-Y₂Si₂O₇ in wet oxygen environment［J］. Journal of Inorganic Materials， 2019， 34（8）： 904-908.

[65] HIKICHI Y， NOMURA T. Melting temperatures of monazite and xenotime［J］. Journal of the American Ceramic Society， 1987， 70（10）： 252-253.

[66] HAY R S. Climb-dissociated dislocations in monazite at low temperature［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2004， 87（6）： 1149-1152.

[67] KELLER K A， MAH T I， PARTHASARATHY T A， et al. Effectiveness of monazite coatings in oxide/oxide composites after long-term exposure at high temperature［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2003， 86（2）： 325-332.

[68] BOAKYE E E， MOGILEVSKY P， PARTHASARATHY T A， et al. Monazite coatings on SiC fibers Ⅰ： fiber strength and thermal stability［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2006， 89（11）： 3475-3480.

[69] MOGILEVSKY P， BOAKYE E E， HAY R S， et al. Monazite coatings on SiC fibers Ⅱ： oxidation protection［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2006， 89（11）： 3481-3490.

[70] CINIBULK M K， FAIR G E， KERANS R J. High-temperature stability of lanthanum orthophosphate （monazite） on silicon carbide at low oxygen partial pressures［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2008， 91（7）： 2290-2297.

[71] MOGILEVSKY P， PARTHASARATHY T A， PETRY M D. Anisotropy in room temperature microhardness and fracture of CaWO₄ scheelite［J］. Acta Materialia， 2004， 52（19）： 5529-5537.

[72] WU B， NI N， FAN X， et al. Scheelite coatings on SiC fiber： effect of coating temperature and atmosphere［J］. Ceramics International， 2021， 47（2）： 1693-1703.

[73] WU B， NI N， ZHAO X， et al. Strength retention in scheelite coated SiC fibers： effect of the gas composition and pre-heat treatment［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2020， 40（8）： 2801-2810.

[74] UTKIN A V， PROKIP V E， BAKLANOVA N I. Zirconium and hafnium germanate-based thin films on SiC fibers［J］. Inorganic Materials， 2015， 51（10）： 1054-1059.

[75] PROKIP V E， UTKIN A V， BATRAEV I S， et al. The design of zirconium and hafnium germanate interphase in SiC_f/SiC composites［J］. Ceramics International， 2017， 43（5）： 4166-4174.

[76] TAN G， QING H， JIANG W， et al. Preparation of zirconium silicate film and its oxidation resistance［J］. Journal of Ceramics， 2017， 38（6）： 868-873.

[77] CHEN D， XU B， YANG H， et al. Feasibility study of ZrSiO₄ as matrix and fiber interphase of SiC/SiC composite［J］. Ceramics International， 2022， 48（5）： 7304-7308.

[78] CHEN D， YANG H， LUO R， et al. SiC/SiC mini-composites with multilayer ZrSiO₄ interphase： room-temperature properties and toughening mechanism［J］. Ceramics International， 2022， 48（11）： 15268-15273.

[79] 柏跃磊， 尹航， 宋广平， 高韧性三元层状陶瓷：从MAX相到MAB相［J］. 材料工程， 2021， 49（5）： 1-23.

[80] BAI Y L， YIN H， SONG G P， et al. High-fracture-toughness ternary layered ceramics： from the MAX to MAB phases［J］. Journal of Materials Engineering， 2021， 49（5）： 1-23.

[81] JACQUES S， FAKIH H， VIALA J. Reactive chemical vapor deposition of Ti₃SiC₂ with and without pressure pulses： effect on the ternary carbide texture［J］. Thin Solid Films， 2010， 518（18）： 5071-5077.

[82] FILBERT-DEMUT I， BEI G， HÖSCHEN T， et al. Influence of Ti₃SiC₂ fiber coating on interface and matrix cracking in an SiC fiber-reinforced polymer-derived ceramic［J］. Advanced Engineering Materials， 2015， 17（8）： 1142-1148.

[83] FILBERT-DEMUT I， TRAVITZKY N， MOTZ G， et al. Polymer derived ceramics reinforced with Ti₃SiC₂ coated SiC fibers： a feasibility study［J］. Materials Letters， 2015， 145： 229-231.

[84] LEE H G， KIM D， JEONG Y S， et al. Formation of Ti₃SiC₂ interphase of SiC fiber by electrophoretic deposition method［J］. Journal of the Korean Ceramic Society， 2016， 53（1）： 87-92.

[85] LEE H， KIM D， PARK J Y， et al. Formation of Ti₃SiC₂ interphase coating on SiC_f/SiC composite by electrophoretic deposition［J］. International Journal of Applied Ceramic Technology， 2017， 15（3）： 602-610.

[86] LI M， WANG K， WANG J， et al. Preparation of TiC/Ti₂AlC coating on carbon fiber and investigation of the oxidation resistance properties［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2018， 101（11）： 5269-5280.

[87] 杨博， 余金山， 顾全超， SiC_f/SiC复合材料制备研究进展［J］. 材料导报， 2021， 35（3）： 3050-3056.

[88] YANG B， YU J S， GU Q C， et al. Research progress on preparation of SiC_f/SiC composite［J］. Materials Reports， 2021， 35（3）： 3050-3056.

[89] YIN J， LEE S H， FENG L， et al. The effects of SiC precursors on the microstructures and mechanical properties of SiC_f/SiC composites prepared via polymer impregnation and pyrolysis process［J］. Ceramics International， 2015， 41（3）： 4145-4153.

[90] LUO Z， ZHOU X， YU J. Mechanical properties of SiC/SiC composites by PIP process with a new precursor at elevated temperature［J］. Materials Science and Engineering： A， 2014， 607： 155-161.

[91] ZHONG H， WANG Z， ZHOU H， et al. Properties and microstructure evolution of C_f/SiC composites fabricated by polymer impregnation and pyrolysis （PIP） with liquid polycarbosilane［J］. Ceramics International， 2017， 43（10）： 7387-7392.

[92] FANG Y， HUANG M， YU Z， et al. Synthesis， characterization， and pyrolytic conversion of a novel liquid polycarbosilane［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2008， 91（10）： 3298-3302.

[93] 张冰玉， 王岭， 王晓猛， 不同先驱体制备C/SiC复合材料及其浸渍行为［J］. 无机材料学报， 2020， 35（9）： 1017-1022.

[94] ZHANG B Y， WANG L， WANG X M， et al. Effect of precursors on impregnation behaviors of C/SiC composites［J］. Journal of Inorganic Materials， 2020， 35（9）： 1017-1022.

[95] YIN J， LEE S， FENG L， et al. Fabrication of SiC_f/SiC composites by hybrid techniques of electrophoretic deposition and polymer impregnation and pyrolysis［J］. Ceramics International， 2016， 42（14）： 16431-16435.

[96] ZHU Y， HUANG Z， DONG S， et al. Manufacturing 2D carbon-fiber-reinforced SiC matrix composites by slurry infiltration and PIP process［J］. Ceramics International， 2008， 5（34）： 1201-1205.

[97] SINGH S， YIN J， FENG L， et al. Significance of modification of slurry infiltration process for the precursor impregnation and pyrolysis process of SiC_f/SiC composites［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2020， 40（5）： 2245-2251.

[98] 罗征. 采用LPVCS为先驱体制备SiC/SiC复合材料及其高温性能研究［D］. 长沙： 国防科学技术大学， 2014.

[99] LUO Z. The Study of high-temperature performance of SiC/SiC composites by LPVCS［D］. Changsha： National University of Defense Technology， 2014.

[100] 汤哲鹏， 王梦千， 董凯. 碳化硅CVI工艺沉积动力学模拟研究［J］. 中国陶瓷工业， 2023， 30（1）： 1-6.

[101] TANG Z P， WANG M Q， DONG K. Sedimentation kinetic simulation research of silicon carbide CVI process［J］. China Ceramic Industry， 2023， 30（1）： 1-6.

[102] 李鸣， 张瑞谦， 何宗倍， 耐事故SiC_f/SiC复合材料包壳管CVI+无模具NITE制备技术研究［J］. 核动力工程， 2020， 41（）： 169-173.

[103] LI M， ZHANG R Q， HE Z B， et al. Technology of fabricating accident tolerant SiC_f/SiC composite clad using CVI + moldless NITE method［J］. Nuclear Power Engineering， 2020， 41（）： 169-173.

[104] WANG J， CHEN X， GUAN K， et al. Effects of channel modification on microstructure and mechanical properties of C/SiC composites prepared by LA-CVI process［J］. Ceramics International， 2018， 44（14）： 16414-16420.

[105] PAN Y， WANG J， WANG N， et al. Effects of aligned carbon nanotube microcolumns on mechanical and thermal properties of C/SiC composites prepared by LA-CVI methods［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2019， 39（16）： 5463-5467.

[106] YAN H， LI K， GAO Y， et al. Study on microstructures of 2D and 3D chemical vapor infiltration SiC/SiC composites［J］. Advanced Engineering Materials， 2020， 22（5）： 1-7.

[107] 赵文青， 齐哲， 吕晓旭， 界面层对CVI-mini SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响［J］. 材料工程， 2021， 49（7）： 71-77.

[108] ZHAO W Q， QI Z， LV X X， et al. Effects of interphases on mechanical properties of CVI-mini SiC_f/SiC composites［J］. Journal of Materials Engineering， 2021， 49（7）： 71-77.

[109] TAO P， WANG Y. Improved thermal conductivity of silicon carbide fibers-reinforced silicon carbide matrix composites by chemical vapor infiltration method［J］. Ceramics International， 2019， 45（2）： 2207-2212.

[110] SINGH S， SINGH V， KUMARI S， et al. High-temperature flexural strength of I-CVI processed C_f/SiC composites with variable interphases［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（1）： 130-135.

[111] MA Y， YANG S， MENG X， et al. Heat treatment effects on microstructure and mechanical properties of CVI SiC_f/PyC/SiC composites with Cansas-Ⅲ SiC fibers［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2023， 43（14）： 5940-5949.

[112] SONG C， LIU Y， YE F， et al. Enhanced mechanical property and tunable dielectric property of SiC_f/SiC-SiBCN composites by CVI combined with PIP［J］. Journal of Advanced Ceramics， 2021， 10（4）： 758-767.

[113] SUN G， ZHANG C， ZHANG Q， et al. Microstructure and mechanical properties of SiC_f/SiC composite prepared by chemical vapor infiltration［J］. Ceramics International， 2022， 48（24）： 36983-36991.

[114] MA X， YIN X， CAO X， et al. Effect of heat treatment on the mechanical properties of SiC_f/BN/SiC fabricated by CVI［J］. Ceramics International， 2016， 42（2）： 3652-3658.

[115] 郭广达， 成来飞， 叶昉. 航空发动机热结构部件的RMI工艺研究进展［J］. 航空科学技术， 2022， 33（8）： 1-8.

[116] GUO G D， CHENG L F， YE F. Research progress of RMI process for aero-engine thermal structural components［J］. Aeronautical Science and Technology， 2022， 33（8）： 1-8.

[117] 刘虎， 杨金华， 陈子木， 熔融渗硅工艺制备的SiC_f/SiC复合材料微观结构与性能［J］. 宇航材料工艺， 2020， 50（6）： 48-54.

[118] LIU H， YANG J H， CHEN Z M， et al. Microstructure and properties of SiC_f/SiC composite fabricated by melt infiltration process［J］. Aerospace Materials and Technology， 2020， 50（6）： 48-54.

[119] RAJU K， SEONG Y H， KIM S， et al. Fabrication of SiC_f/SiC composites through hybrid processing via chemical vapor infiltration， electrophoretic deposition， and liquid silicon infiltration［J］. Journal of Asian Ceramic Societies， 2021， 1： 1-7.

[120] SHIM G， KIM S H， KIM S， et al. Influence of pyrolysis and melt infiltration temperatures on the mechanical properties of SiC_f/SiC composites［J］. Ceramics International， 2022， 48（2）： 1532-1541.

[121] 焦健， 杨金华， 李宝伟. 熔渗法制备陶瓷基复合材料的研究进展［J］. 航空制造技术， 2015， 58（）： 1-6.

[122] JIAO J， YANG J H， LI B W. Progress in ceramic matrix composites fabricated by melt infiltration process［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2015， 58（）： 1-6.

[123] 胡建宝， 杨金山， 张翔宇， 高致密反应烧结SiC_f/SiC复合材料的微观结构与性能［J］. 航空制造技术， 2018， 61（14）： 16-21.

[124] HU J B， YANG J S， ZHANG X Y， et al. Microstructure and properties of melt-infiltrated SiC_f/SiC ceramic matrix composite［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2018， 61（14）： 16-21.

[125] WANG H， ZHOU X， YU J， et al. Fabrication of SiC_f/SiC composites by chemical vapor infiltration and vapor silicon infiltration［J］. Materials Letters， 2010， 64（15）： 1691-1693.

[126] SÜ F， SCHNEIDER T， FRIE M， et al. Combination of PIP and LSI processes for SiC/SiC ceramic matrix composites［J］. Open Ceramics， 2021， 5： 100056.

[127] 杨金华， 姜卓钰， 吕晓旭， 熔融渗硅处理对PIP工艺制备的SiC_f/SiC复合材料性能影响［J］. 陶瓷学报， 2019， 40（6）： 833-839.

[128] YANG J H， JIANG Z Y， LV X X， et al. Influence of melting-infiltration treatment on the property of SiC_f/SiC composites fabricated by using PIP method［J］. Journal of Ceramics， 2019， 40（6）： 833-839.

[129] 曹宇， 刘荣军， 曹英斌， 素坯密度对气相渗硅制备C/C-SiC复合材料结构与性能的影响［J］. 材料工程， 2016， 44（7）： 19-25.

[130] CAO Y， LIU R J， CAO Y B， et al. Effects of preform density on structure and property of C/C-SiC composites fabricated by gaseous silicon infiltration［J］. Journal of Materials Engineering， 2016， 44（7）： 19-25.

[131] 孙国帅， 刘荣军， 曹英斌， CVI-GSI工艺制备C/C-SiC复合材料的组成结构与力学性能［J］. 材料工程， 2017， 45（12）： 58-64.

[132] SUN G S， LIU R J， CAO Y B， et al. Structure and mechanical properties of C/C-SiC composites prepared by CVI-GSI processes［J］. Journal of Materials Engineering， 2017， 45（12）： 58-64.

[133] 缪花明， 刘荣军， 王衍飞， 碳纤维预制体结构对CVI-GSI C/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响［J］. 材料工程， 2023， 51（8）： 142-148.

[134] MIAO H M， LIU R J， WANG Y F， et al. Influence of carbon fiber preform structure on microstructure and mechanical properties of C/C-SiC composites fabricated by combined CVI-GSI method［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（8）： 142-148.

[135] LIU R， WANG F， ZHANG J， et al. Effects of CVI SiC amount and deposition rates on properties of SiC_f/SiC composites fabricated by hybrid chemical vapor infiltration （CVI） and precursor infiltration and pyrolysis （PIP） routes［J］. Ceramics International， 2021， 47（19）： 26971-26977.

[136] GRADY J E. CMC research at NASA Glenn in 2019： recent progress and plans［R］. NASA： Ceramic and Polymer Composites Branch， 2019.

[137] GRADY J E. CMC research at NASA Glenn in 2015： recent progress and plans［R］. NASA： Ceramic and Polymer Composites Branch， 2015.

[138] PATRA N， NASIRI N A， NA N， et al. Oxidation behaviour of SiC/SiC ceramic matrix composites in air［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2016， 36（14）： 3293-3302.

[139] MESCHTER P J， OPILA E J， JACOBSON N S. Water vapor-mediated volatilization of high-temperature materials［J］. Annual Review of Materials Research， 2013， 43（1）： 559-588.

[140] EATON H E， LINSEY G D. Accelerated oxidation of SiC CMC’s by water vapor and protection via environmental barrier coating approach［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2002， 22（14）： 2741-2747.

[141] HARDER B J， RAMÍREZ-RICO J， LEE K N， et al. Chemical and mechanical consequences of environmental barrier coating exposure to calcium-magnesium aluminosilicate［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2011， 94（1）： 178-185.

[142] TEJERO-MARTIN D， BENNETT C， HUSSAIN T. A review on environmental barrier coatings： history， current state of the art and future developments［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2021， 41（3）： 1747-1768.

[143] HARDER B J. Oxidation performance of Si-HfO₂ environmental barrier coating bond coats deposited via plasma spray-physical vapor deposition［J］. Surface and Coatings Technology， 2020， 384： 125311.

[144] ROBERTSON A L， SOLÁ F， ZHU D， et al. Microscale fracture mechanisms of HfO₂-Si environmental barrier coatings［J］. Journal of the European Ceramic Society， 2019， 39（7）： 2409-2418.

[145] GOLDEN R A， OPILA E J. High-temperature oxidation of yttrium silicides［J］. Journal of Materials Science， 2018， 53（6）： 3981-4000.

[146] MORIGAYAMA H， MIYAZAKI T， USAMI S， et al. Phase stability of Yb-Gd-Si ternary alloys at elevated temperature［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2020， 825： 154098.

[147] 周邦阳， 崔永静， 王长亮， 稀土硅酸盐环境障涂层研究进展［J］. 材料工程， 2023， 51（12）： 12-23.

[148] ZHOU B Y， CUI Y J， WANG C L， et al. Research progress in rare earth silicate environmental barrier coatings［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（12）： 12-23.

[149] DU J， LIU R， WAN F， et al. Failure mechanism of ytterbium silicate/silicon bi-layer environmental barrier coatings on SiC_f/SiC composites upon long-time water vapor and oxygen corrosion test［J］. Surface and Coatings Technology， 2022， 447： 128871.

[150] TURCER L R， PADTURE N P. Towards multifunctional thermal environmental barrier coatings （TEBCs） based on rare-earth pyrosilicate solid-solution ceramics［J］. Scripta Materialia， 2018， 154： 111-117.

[151] POERSCHKE D L， HASS D D， EUSTIS S， et al. Stability and CMAS resistance of ytterbium-silicate/hafnate EBCs/TBC for SiC composites［J］. Journal of the American Ceramic Society， 2015， 98（1）： 278-286.

[152] GUO Q， HE W， LI C， et al. High-temperature interface stability of tri-layer thermal environmental barrier coatings［J］. Ceramics International， 2021， 48（7）： 9313-9323.

[153] WANG Y， ZHANG J， CHEN X， et al. The excellent protection effects of silicon/ytterbium silicate bilayer environmental barrier coatings on SiC_f/SiC composites［J］. International Journal of Applied Ceramic Technology， 2022， 19（6）： 2950-2956.

[154] WANG P， LIU F， WANG H， et al. A review of third generation SiC fibers and SiC_f/SiC composites［J］. Journal of Materials Science and Technology， 2019， 35（12）： 2743-2750.

[155] STEIBEL J. Ceramic matrix composites taking flight at GE Aviation［J］. American Ceramic Society Bulletin， 2019， 98（3）： 30-33.

[156] 刘虎， 杨金华， 周怡然， 国外航空发动机用SiC_f/SiC复合材料的材料级性能测试研究进展［J］. 材料工程， 2018， 46（11）： 1-12.

[157] LIU H， YANG J H， ZHOU Y R， et al. Progress in coupon tests of SiC_f/SiC ceramic matrix composites used for aero engines［J］. Journal of Materials Engineering， 2018， 46（11）： 1-12.

[158] 刘虎， 杨金华， 焦健. 航空发动机用连续SiC_f/SiC复合材料制备工艺及应用前景［J］. 航空制造技术， 2017， 60（16）： 90-95.

[159] LIU H， YANG J H， JIAO J. Fabrication technique and application prospect of continuous SiC fiber reinforced ceramic matrix composites for Aeroengine［J］. Aeronautical Manufacturing Technology， 2017， 60（16）：90-95.

基金资助

国家重点研发计划项目(2022YFB3707701)

国家自然科学基金项目(U2241239)