新型碳化硅陶瓷基复合材料
碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料
碳纤维增强陶瓷基复合材料摘要：碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料具有密度低、高强度、高韧性和耐高温等综合性能已得到世界各国高度重视，本文将对有关碳纤维增强碳化硅陶瓷的有关信息简单介绍。
关键词：陶瓷基复合材料，碳纤维增强。
1.引言碳化硅陶瓷因具有高强度、高硬度、抗腐蚀、耐高温和低密度而被广泛用于高温和某些苛刻的环境中,尤其在航空航天飞行器需要承受极高温度的特殊部位具有很大的潜力。
但是,陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力,在断裂过程中除了产生新的断裂表面吸收表面能以外,几乎没有其它吸收能量的机制,这就严重限制了其作为结构材料的应用。
碳纤维具有比强度高、比模量大、高温力学性能和热性能良好等优点,在惰性气氛中2000℃时仍能保持强度基本不下降。
用碳纤维增强碳化硅复合材料,材料在断裂的过程中通过纤维拔出、纤维桥联、裂纹偏转等增韧机制来消耗能量,使材料表现为非脆性断裂。
Cf/SiC复合材料综合了碳纤维优异的高温性能和碳化硅基体高抗氧化性能,受到了世界各国的高度关注,并广泛应用在航空、航天、光学系统、交通工具等领域。
2. 碳纤维材料简介2.1碳纤维简介碳纤维是有机纤维或沥青基材料经谈话和石墨处理后形成的含碳量在85%以上的碳素纤维，是20世纪50年代为满足航空航天等尖端领域的需要而发展起来的一种特种纤维。
目前，碳纤维的生产原料分为三大体系：聚丙烯腈基碳纤维、沥青基碳纤维、黏胶基碳纤维。
其中聚丙烯腈基碳纤维由于原料资源丰富，含碳量高及碳化率高，成本低，正在被重视。
碳纤维是一种力学性能优异的新材料，它的比重不到钢的1/4，碳纤维树脂复合材料抗拉强度一般都在3500Mpa以上，是钢的7~9倍，抗拉弹性模量为23000~43000Mpa亦高于钢。
因此CFRP的比强度即材料的强度与其密度之比可达到2000Mpa/(g/cm3)以上，而A3钢的比强度仅为59Mpa/(g/cm3)左右，其比模量也比钢高。
材料的比强度愈高，则构件自重愈小，比模量愈高，则构件的刚度愈大，从这个意义上已预示了碳纤维在工程的广阔应用前景，综观多种新兴的复合材料(如高分子复合材料、金属基复合材料、陶瓷基复合材料)的优异性能，不少人预料，人类在材料应用上正从钢铁时代进入到一个复合材料广泛应用的时代。
SIC 复合材料的分类及应用前景
摘要：本文详细阐述了 SIC 复合材料的主要分类，包括 SIC 颗粒增强复合材料、SIC 纤维增强复合材料和 SIC 晶须增强复合材料等。
深入探讨了每类复合材料的特性、制备方法以及它们在航空航天、汽车工业、电子领域、能源领域和生物医学等多个重要领域的广泛应用。
分析了 SIC 复合材料在实际应用中所面临的挑战，并对其未来发展趋势进行了展望。
关键词：SIC 复合材料；分类；制备方法；应用领域1、引言在现代材料科学领域，复合材料因其能够结合不同组分的优点，从而获得优异的综合性能，已成为研究和应用的热点。
其中，SIC（碳化硅）复合材料以其出色的力学、热学和化学性能，在众多高新技术领域展现出巨大的应用潜力。
对 SIC 复合材料进行分类研究，并深入了解其应用，对于推动材料科学的发展和拓展其工程应用具有重要意义。
2、SIC 复合材料的分类2.1SIC 颗粒增强复合材料SIC 颗粒增强复合材料是将 SIC 颗粒作为增强相均匀分散在基体材料中。
常用的基体材料包括金属（如铝、镁等）和陶瓷（如氧化铝、氮化硅等）。
SIC 颗粒的加入可以显著提高基体的强度、硬度和耐磨性。
制备方法主要有粉末冶金法、搅拌铸造法等。
通过这些方法，可以使 SIC 颗粒在基体中均匀分布，形成良好的界面结合。
2.2SIC 纤维增强复合材料SIC 纤维具有高强度、高模量和耐高温的特性。
以 SIC 纤维作为增强体的复合材料在力学性能和耐高温性能方面表现更为出色。
常见的有SIC 纤维增强陶瓷基复合材料（如SIC/SiC）和 SIC 纤维增强金属基复合材料（如 SIC/Ti）。
其制备方法通常包括预制体浸渍法、化学气相渗透法等。
这些方法能够保证纤维在复合材料中保持良好的完整性和定向排列，从而有效地传递载荷，提高复合材料的性能。
2.3SIC 晶须增强复合材料SIC 晶须是一种具有高长径比的单晶纤维，具有极高的强度和韧性。
将 SIC 晶须添加到基体材料中，可以显著改善材料的断裂韧性和抗疲劳性能。
碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料
缺点：①致密周期较长，制品的孔隙率较高，对材料蠕变性能有一定影响；②基体密度在裂解前后相 差很大，致使基体的体积收缩很大(可达50～70％)，因此需要多次循环才能达到致密化。
优点：基体软化温度较低，可使热压温度接近或 低于陶瓷软化温度。适用于制备单层或叠层构件， 致密度较高且缺陷少。
缺点：SiC陶瓷基体的烧结温度一般在1800℃以 上（添加加烧结助剂，常见的有TiB2、TiC、B、 BN等）。
4、液相硅浸渍法(LSI)
液相硅浸渍法是通过Si+C反应烧结生成，也称反应熔体浸渗法主要工艺流程如下： 纯固体硅于1700℃左右熔融成液态硅，通过C／C复合材料中大量分布的气孔，利用 毛细作用原理渗透到预制体内部并与C发生反应生成SiC陶瓷基体。 优点：工艺时间短，成本低。同时还可以制备大尺寸、复杂的薄壁结构组件。 缺点：制备Cf／SiC复合材料时，由于熔融Si与基体C发生反应的过程中，不可避免 地会与碳纤维发生反应，纤维被浸蚀导致复合材料性能下降。（只能制得一维或二维 的Cf／SiC复合材料，应用前景不大）
改善：均热法、热梯度法、等温强制流动等工艺
2、先驱体转化法(PIP)
先驱体转化法(PIP)是近年来发展迅速的一种制备Cf／SiC复合材料的制备工艺，由于成型工艺简单、 制备温度较低等特点而受到关注。该方法是利用有机先驱体在高温下裂解进而转化为无机陶瓷基体。 基本流程为：将含Si的有机聚合物先驱体(如聚碳硅烷、聚甲基硅烷等)溶液或熔融体浸渍到碳纤维预 制体中，干燥固化后在惰性气体保护下高温裂解，得到SiC陶瓷基体，并通过多次浸渍裂解处理后可获 得致密度较高的Cf／SiC复合材料。
碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料
图3 293 K 和673 K 时准静态压缩后断口 SEM 照片
03
Cf/SiC复合材料的界面
定义：Cf/SiC复合材料界面位于碳纤维与SiC陶瓷 基体结合处，作为纤维与基体间传递载荷的过渡区， 是Cf/SiC复合材料的一个重要组成部分, 其组织结 构、力学性能和失效规律都直接影响着复合材料整 体的力学性能, 所以界面特性的研究对Cf/SiC复合 材料力学性能的影响具有重要意义。
界面结合强度一方面应强到足以传递轴向载荷并具有高的横向强度;另一方面要弱到 足以沿界面发生横向裂纹及裂纹偏转直到纤维的拔出, 才能达到复合材料作为热结 构材料使用的要求。
界面结合强度
Байду номын сангаас
化学结合 即互扩散结合, 在Cf/SiC复合材料的制备过 程中, 其界面反应主要是Si原子向纤维内部 的扩散, 这种扩散使得SiC基体与纤维结合 很强, 并且对纤维本体造成很大的损伤。若 要改善Cf/Si C复合材料的界面, 可通过在碳 纤维表面制备氧化涂层来实现。例如, 纤维 表面涂覆氮化硼 (BN) 、富碳SiC、SiC、硼 (B) 等涂层, 均有较好的效果, 纤维表面涂层 能够阻止或尽可能减少碳纤维与SiC基体间 的化学反应, 减轻对纤维本身的损伤, 因此 能大大提高Cf/SiC复合材料的力学性能。
碳纤维增强碳化硅基复合材料
LOREM IPSUM DOLOR SIT AMET CONSECTETUR
01 02 03 04 05
01
碳纤维增强体 SiC陶瓷基体
制备工艺
增强体碳纤维
基体SiC
SiC的分解温度为2600°C, 密度为3.17g/cm3。SiC陶瓷不仅 常温力学性能 (包括抗弯强度、硬度、耐腐蚀性、抗磨损性) 高, 而且高温力学性能 (强度、抗氧化性、抗蠕变性等) 是已 知陶瓷材料中最优的。热压烧结、无压烧结的Si C陶瓷, 其 高温强度在1600℃高温下仍保持不变。SiC陶瓷热膨胀系数 和摩擦系数低, 导电和导热性能优良, 缺点是脆性大。用碳 纤维来增强SiC陶瓷基体, 使材料在断裂过程中通过裂纹偏 转、纤维拔出和纤维断裂等机理吸收能量, 既增强了材料的 强度和韧性, 又保持了SiC陶瓷良好的高温性能, 是获得高性 能高温结构复合材料的极好方法。
碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料
力；
调整SiC基体的热膨胀系数使其与碳纤维的热膨胀系数相近，
B 可以通过调整SiC陶瓷基体晶型或控制其晶化程度和最终相组
成而控制其热膨胀系数。
1.3 界面作用
传递作用
隔离作用
• 界面层需要具备 • 抑制基体和纤维
一定的强度，将
之间论研究，在理论上确定纤维与基体之间的最佳界面结合强度，从而使材料的强度和韧性都达到最 佳值，因此应重视多种增强、增韧机制的协同作用；
对Cf／SiC复合材料在高温氧化环境中的氧化行为及机理进行深入的研究，以提高其抗氧化性能； 应重视推动Cf／SiC复合材料向结构、功能一体化方向发展，最大程度地挖掘出Cf／SiC复合材料的应
二、结构和性能
A
结构：Cf／SiC复合材料 是以碳纤维为增强纤维、 SiC为陶瓷基体，通过某 种制备工艺复合起来的一 种纤维增强陶瓷基复合材 料。
B
特点：比强度高——轻 质高强
○ 比模量高——刚性好 ○ 耐疲劳 ○ 热膨胀系数小 ○ 尺寸稳定 ○ 真空环境中显示出优
异的特性
三、制备工艺
纤维增强陶瓷基复合材料的性能取决于各组分的性能、比例以及纤 维结构。复合材料的显微结构在很大程度上取决于复合材料的制备 工艺。根据实际应用领域的需求以及Cf／SiC复合材料的性能需求 的不同，已开发出以下几种制备工艺：化学气相渗透法(CVI)、先 驱体转化法(PIP)、浆料浸渍烧结法、液相硅浸渍法(LSI)和一些综 合的制备工艺。
光学和光机械结构中的应用
已经用于制造超轻反射镜、微波屏蔽反射镜等光学结构部件及光学系统中的结构材料及反射镜支撑体系，如 反射镜底座。
此外碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料还用于 高速飞行器和高速汽车、火车上的刹车系统。 超高音速飞行器中，在原子能反应堆中可用做 核燃料的包封材料，还可用作火箭尾喷管的喷 嘴及飞机驾驶员防弹用品等领域。
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
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刘巧沐;黄顺洲;何爱杰【摘要】随着航空发动机推重比的不断提高,急需发展轻质、高强韧、耐高温、长寿命、抗烧蚀、抗氧化的碳化硅陶瓷基复合材料(SiC matrix ceramic composites,CMC-SiC),以满足航空发动机愈加苛刻的服役要求.本文简要介绍了CMC-SiC复合材料的特点和制备方法,综述了CMC-SiC复合材料在国外先进航空发动机热端部件上的应用进展及国内的研究现状.从工程化角度,指出了国内在高性能纤维、构件设计及制备、环境障涂层、无损检测技术、考核验证方法、修复技术等方面存在的差距及需突破的关键技术,指出了今后国内的研究目标与发展方向.【期刊名称】《材料工程》【年(卷),期】2019(047)002【总页数】10页(P1-10)【关键词】航空发动机;CMC-SiC复合材料;热端部件;应用【作者】刘巧沐;黄顺洲;何爱杰【作者单位】中国航发四川燃气涡轮研究院,成都610500;中国航发四川燃气涡轮研究院,成都610500;中国航发四川燃气涡轮研究院,成都610500【正文语种】中文【中图分类】TB332航空发动机是飞机的心脏，是飞机机动性、航程、可靠性、经济性等性能的主要决定因素之一。
我国的飞机尤其是战斗机长期饱受“心脏病”(发动机落后)、“神经病”(控制系统落后)和“近视眼”(雷达系统落后)三大顽疾的困扰，尤其是航空发动机已成为严重制约我军航空武器装备和航空工业发展的瓶颈[1]。
经过几代人的努力，我国基本能自行研制推重比8一级的军用航空发动机[1]。
但是，我国的航空发动机技术与美国等西方航空发达国家相比仍存在巨大差距，且差距不断加大。
西方航空发达国家在航空发动机技术尤其是军用航空发动机技术方面对我国严密封锁，要打破技术封锁，必须立足自主研制。
没有自主研制的先进航空发动机绝不可能有自主研制的先进战斗机，根治飞机“心脏病”已刻不容缓。
sic陶瓷基复合材料制备工艺
sic陶瓷基复合材料制备工艺
SIC陶瓷基复合材料主要通过以下工艺步骤进行制备：
1. 原料准备：首先需要准备SIC陶瓷基体和添加剂，如增韧剂、增强剂等。
SIC陶瓷基体一般是由硅和碳元素组成的粉末，而添加剂可以根据具体需求选择不同的材料。
2. 原料混合：将SIC基体和添加剂按照一定比例混合均匀，
一般采用球磨或干法混合的方式。
3. 成型：将混合后的原料进行成型，常用的成型方法包括压制成型、注射成型等。
4. 烧结：将成型后的样品进行烧结处理。
烧结是指将样品在高温下进行加热处理，使其颗粒之间发生熔合，形成致密的陶瓷坯体。
烧结温度和时间主要根据不同的材料和要求进行调整。
5. 超高温处理：在烧结完成后，有时需要进行超高温处理，以获得更高的材料性能。
超高温处理一般在高温下对材料进行再次加热处理，以促进晶体的生长和晶界的重排。
6. 表面处理：对制备好的复合材料进行必要的表面处理，如清洗、抛光等，以提高材料的表面质量。
7. 性能测试：对制备好的材料进行必要的性能测试，如硬度测试、断裂韧性测试等，以评估材料的性能和品质。
以上是一般的制备工艺流程，具体的制备工艺还需要根据具体材料和产品要求进行调整。
行业研究报告-陶瓷基复合材料（CMC）与碳化硅纤维专题
陶瓷基复合材料(CMC)与碳化硅纤维核心观点：●更高的高温特性、更低的密度，CMC材料成为新型大推重比发动机理想材料。
发展更高效率发动机的关键在于提高工作温度，而提高工作温度之关键又取决于材料的研制，因此具有耐高温、低密度、抗氧化、抗腐蚀、耐磨损等一系列优越性能的CMC材料，成为了新型高推重比航空发动机、空天飞机等重要武器装备高温部件的理想材料。
在航空发动机上，CMC材料主要用于热端部件，如喷管、燃烧室火焰筒、低压涡轮静子叶片和喷管调节片等，并逐步探索在低压涡轮转子叶片的应用，在高压载荷区域的应用尚在探索期。
●碳化硅纤维是制备CMC材料的重要原材料。
CMC材料主要由增强纤维、陶瓷基体、界面层制备而成。
其中，碳化硅纤维的研制技术处于快速发展中，且其作为增强纤维能够为CMC材料带来更好的耐热性能，是制备CMC材料的重要原材料，正日益受到航空发动机领域的关注。
●国外已发展出三代碳化硅纤维，国内已突破各项关键技术，进行一二代产品产业化生产。
目前，国外已发展出三代碳化硅纤维，并实现了三代产品的产业化。
国内正以产学研模式开展工艺的创新与技术的产业化，已突破制备过程的各项关键技术，初步实现了一、二代产品的产业化。
国防科技大学是中国最早进行碳化硅纤维研制的单位，目前已与苏州赛菲、宁波众兴新材展开合作；此外，厦门大学已于2015年3月与火炬电子签署《技术（技术秘密）独占许可合同》展开合作。
●CMC材料应用范围广阔，重点应用领域航空航天将推动CMC产业发展。
强军政策下，航空/航天发动机作为飞机与火箭的“心脏”，将成为现代化武器装备体系的重要一环。
“两机”专项的启动，也将推动中国航空发动机的研制与生产。
CMC材料是大推重比发动机热端部件的理想材料，航空航天对于大推重比发动机的需求将直接拉动CMC材料的需求。
此外，除了航空/航天发动机的热端部件，CMC材料还在刹车片、卫星光机构件、热防护结构、核电设备构件、光伏/电子构件等领域有着较广泛的应用。
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新型碳化硅陶瓷基复合材料材料资讯新型碳化硅陶瓷基复合材料陶瓷材料的耐高温、低密度、高比强、高比模、抗氧化和抗烧蚀等优异性能，使其具有接替金属作为新一代高温结构材料的潜力。
但是，陶瓷材料的脆性大和可靠性差等致命弱点又阻碍其实用化。
在发展的多种增韧途径中，连续纤维增韧陶瓷基复合材料（CFRCMC，简称CMC）最引人注目，它可以具有类似金属的断裂行为、对裂纹不敏感、没有灾难性损毁。
70代初期法国Bordeaux大学Naslain教授发明了化学气相渗透（Chemical Vapor Infiltration,CVI）制造连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料（简称CMC－SiC)的新方法并获得专利，现已发展成为工程化技术，尔后美国购买了此项法国专利。
CMC－SiC具有高比强、高比模、耐高温、抗烧蚀、抗氧化和低密度等特点，其密度为2～2.5g/cm3，仅是高温合金和铌合金的1/3～1/4，钨合金的1/9～1/10。
CMC－SiC主要包括碳纤维增韧碳化硅（C/SiC）和碳化硅纤维增韧碳化硅（SiC/SiC）两种，由于碳纤维价格便宜且容易获得，因而C/SiC成为SiC陶瓷基复合材料研究、考核与应用的首选。
CMC－SiC的应用可覆盖瞬时寿命（数十秒～数百秒）、有限寿命（数十分钟～数十小时）和长寿命（数百小时～上千小时）3类服役环境的需求。
用于瞬时寿命的固体火箭发动机，C/SiC的使用温度可达2800～3000℃；用于有限寿命的液体火箭发动机，C/SiC的使用温度可达2000～2200℃；用于长寿命航空发动机，C/SiC的使用温度为1650℃，SiC/SiC 为1450℃，提高SiC纤维的使用温度是保证SiC/SiC用于1650℃的关键。
由于C/SiC抗氧化性能较SiC/SiC差，国内外普遍认为，航空发动机热端部件最终获得应用的应该是SiC/SiC。
因此CMC－SiC被认为是继碳－碳复合材料（C/C）之后发展的又一新型战略性材料，可大幅度提高现有武器装备和发展未来先进武器装备性能，发达国家都在竞相发展。
此外，CMC－SiC在核能、高速刹车、燃气轮机热端部件、高温气体过滤和热交换器等方面还有广泛应用潜力。
1. 碳化硅陶瓷基复合材料的应用与发展现状高性能动力是发展先进航空和航天器的基础。
提高航空发动机的推重比和火箭发动机的冲质比是改善先进航空和航天器性能的必经之路。
这些都要求不断降低发动机的结构重量和提高发动机构件的耐温能力。
因此，发展耐高温、低密度的新型超高温复合材料来接替高温合金和难熔金属材料，成为发展高性能发动机的关键和基础。
国际普遍认为，CMC-SiC是发动机高温结构材料的技术制高点之一，可反映一个国家先进航空航天器和先进武器装备的设计和制造能力。
由于其技术难度大、耗资大，目前只有法国、美国等少数国家掌握了连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的产业化技术。
1.1 高推重比航空发动机领域（略）1.2先进火箭发动机领域（略）2. 我国CVI－CMC－SiC 制造技术的研究进展CMC－SiC的制造方法有反应烧结（RB），热压烧结（HP），前驱体浸渍热解（PIP），反应性熔体渗透（RMI）以及CVI，CVI－PIP，CVI－RMI和PIP－HP等。
CVI是目前唯一已商业化的制造方法，其适应性强，原理上适用于所有无机非金属材料，可制造多维编织体复合材料的界面层、基体和表面涂层。
CVI必须使气相反应物渗透到纤维预制体的每一根单丝纤维上，而单丝的最小间距仅为1μm左右，因此CVI过程的控制比CVD困难得多。
与其他成型方法相比，CVI法制造CMC具有制备温度低（≈1000℃）；气相渗透能力强，便于制造大型、薄壁、复杂的近终形构件，能对基体、界面和表面层进行微观尺度的化学成分与结构设计。
CVI法的主要缺点是工艺控制难度大，法国从发明CVI法制造CMC－SiC到形成规模生产花费了近20年，其他国家虽然也对CVI法制备CMC－SiC进行了不少研究，但是均未形成商品化技术。
CVI法生产周期比较长，因而一般认为成本高，排放的尾气产物复杂并有污染性，目前国际市场上还没有适用的定型CVI设备出售。
如何结合国情解决上述问题是我国发展CVI技术的关键。
西北工业大学超高温复合材料实验室经过近7年的努力，自行研制成功拥有自主知识产权的CVI法制备CMC－SiC的工艺及其设备体系，CVI－CMC－SiC的整体研究水平已跻身国际先进行列，主要体现是：（1）建立了CVI－CMC－SiC制造技术平台。
（2）CVI－CMC－SiC的全面性能居国际领先水平。
（3）形成了构件的应用考核技术平台。
实践表明，CVI法制造CMC－SiC的工艺流程简单，所用设备单一，因而工艺可设计性和可控性强，产品质量容易保证。
德国CVI－PIP法制备CMC－SiC的全周期为8个月，我国CVI－CMC－SiC构件的全生产周期为300～350h，仅为德国CVI－PIP法全周期的1/16～1/20；我国CVI法制造CMC－SiC构件的价格比国际低1/3以上，预计产业化后制造成本会与其他传统高温材料构件持平，可以解决用不起的问题。
3. CVI过程的控制及其对性能的影响3.1 CVI过程的评价参数评价CVI致密化过程可用密度ρ（孔隙率）、致密化速度v（时间）和渗透率Ι等参数来表征。
I值越大，预制体内部纤维束上沉积越多，复合材料的密度梯度越小，沉积物分布越均匀；反之，在预制体外部沉积越多，密度梯度越大。
致密化速度越快，渗透率越高，材料密度越高，表明CVI技术也越先进。
3.2 致密度对CVI－CMC－SiC性能的影响CVI工艺参数的优化目标是提高致密度、致密化速度和密度均匀性，而致密度是CVI －CMC－SiC性能的决定性影响因素。
致密度增加，材料的弯曲强度、断裂韧性和断裂功均有明显增加；致密度增加，基体与纤维之间的载荷传递效果提高，纤维的增韧补强作用得以充分发挥；致密度增加，复合材料应力－位移中线弹性阶段的斜率增大，弹性模量增加。
低致密度的复合材料断裂以纤维束拔出为主，应力－位移曲线表现为经过最大载荷后载荷下降很快；当致密度高时，基体与纤维之间的载荷传递效果好，以纤维单丝拔出为主，纤维的拔出阻力大，复合材料的强度高，经最大载荷后载荷下降慢，此时增韧效果好。
3.3 CVI工艺因素与非工艺参数对CVI－CMC－SiC性能的影响（1）非正常物理场的影响。
非正常物理场对CVI过程的致密度和致密化速度的影响很大。
由于非正常物理场严重阻碍了致密化过程的进行，使得SiC不易向纤维预制体内部的孔隙中渗透沉积，C/SiC的密度低，孔隙率高，因而断裂应变很小，断裂功很低。
（2）化学场对CVI－SiC－CMC的影响。
在CVI过程中，化学场对纤维结构、性能和PyC（热解碳）界面层结构和形貌影响很大，因而显著影响了C/SiC的性能。
在不合理化学场下，沉积的PyC界面层不致密、不均匀且表面粗糙，从而失去了界面层的功能；而且纤维表面受到严重损伤，这种损伤发生在活性部位，而不是均匀发生在纤维表面，使C/SiC的强度低，韧性差，成为CVI过程的控制因素。
4. CVI－CMC－SiC的性能与微结构特征4.1 应力应变特征从C/SiC复合材料和带缺口SiC/SiC复合材料的典型弯曲应力－位移曲线可以看出，它们都具有类似金属的韧性断裂特征，对缺口不敏感。
SiC/SiC比C/SiC具有更高的断裂应变，因而具有更高的使用可靠性。
4.2 氧化特征在不同温度下氧化5h后，从C/SiC和有涂层C/SiC的氧化特征曲线可以看出，由于碳纤维与SiC基体热膨胀失配引起的基体裂纹，使C/SiC在700℃左右的低温下更容易氧化，因而C/SiC的氧化对温度梯度非常敏感。
采用陶瓷涂层虽然可以改善C/SiC高温防氧化性能，但不能有效提高低温抗氧化性能；采用玻璃封填虽然可以提高低温抗氧化性能，但恶化了高温抗氧化性能。
采用玻璃封填和陶瓷涂层相结合的方法，可以大幅度降低C/SiC抗氧化性能对温度梯度的敏感性，实现全温度范围的防氧化。
与C/SiC相比，SiC纤维与SiC基体之间具有良好的热膨胀匹配，SiC/SiC具有良好的抗氧化性能，特别是在燃气环境下。
但由于SiC/SiC的界面层也是PyC，因此长寿命SiC/SiC仍然需要防氧化涂层。
4.3 抗热震性从燃气下100～1 300 ℃热震循环次数对C/SiC强度的影响可以看出，热震100次后C/SiC的强度下降不明显，而且主要发生在热震50次以前。
表明C/SiC具有非常优异的抗热震疲劳性能，这从根本上改变了陶瓷材料抗热震性能差的弱点。
C/SiC不仅是一种新型热结构材料和摩擦材料，也是一种优良的抗烧蚀材料。
C/SiC和SiC/SiC处于同一水平但C/SiC 的抗烧蚀性能比C/C更优异。
4.5 CVI－CMC－SiC的微结构特征由于PyC界面层实现了纤维与基体间的适当弱结合，承载过程中基体主裂纹沿界面扩展，使纤维断裂后出现脱粘和拔出。
大量纤维的脱粘和拔出延缓了裂纹扩展，使CVI－CMC－SiC具有很高的断裂功和较高的断裂应变，从而具有类似金属的断裂行为。
纤维的拔出有纤维丝拔出和纤维束拔出两种。
CVI－CMC－SiC的界面结合强度与界面层材料、结构与厚度有关，而界面结合强度直接影响CVI－SiC－CMC的性能。
界面结合强度越高，CVI －CMC－SiC的强度越高，但韧性越差；反之则强度越低，韧性越高。
因此，合理控制界面结合强度是实现增韧补强的关键。
5. 我国连续纤维增韧SiC陶瓷基复合材料的性能与应用研究5.1 材料性能研制了4种牌号的CVI－CMC－SiC，与国际材料性能水平相比，除个别性能指标与于国际先进材料水平相当外，其余大多数性能指标均高于其他国际先进材料的最高水平。
目前尚未见到国际上对CVI－CMC－SiC性能有全面系统的报道，西北工业大学超高温复合材料实验室CVI－CMC－SiC的迅速发展也引起国际同行的极大关注和高度评价，CVI－CMCSiC的发明者Naslain教授来函说：“你们实验室在该领域是国际先进的实验室之一”。
5.2 应用考核目前已成功研制了20余种160余件CVI－CMC－SiC构件，其中液体火箭发动机全尺寸C/SiC喷管通过了高空台试车，CMC－SiC浮壁瓦片模拟件和调节片分别通过了航空发动机环境的短时间考核，C/SiC固体火箭发动机导流管通过了无控飞行考核。
6. 结论（1）连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料（CMC－SiC）具有类似金属的断裂行为，对裂纹不敏感，不会发生灾难性破坏。
其耐高温和低密度特性，使其成为发展先进航空发动机、火箭发动机和空天飞行器防热结构的关键材料。
（2）CVI法是制造大型、薄壁、复杂CMC－SiC构件的主要方法，也是唯一已商品化的方法，可以在微观尺度上设计和制备复合材料的基体、界面层和表面防护涂层。