SiC陶瓷具有优异的力学性能、热学性能、抗热震性能、抗化学侵蚀性能和抗氧化性能，是热交换器设备的常用基体材料。由于原料、成型工艺、烧成工艺和烧结助剂等因素制约，SiC陶瓷含有较多气孔、晶界、杂质和缺陷，导致其常温热导率（≤270 W·m^-1·K^-1）低于碳化硅单晶材料（6H-SiC，490 W·m^-1·K^-1），且不同制备工艺下热导率存在较大差异。本文主要分析了温度、气孔、晶体结构和第二相对SiC陶瓷导热性能的影响，归纳了热压烧结法、放电等离子烧结法、无压烧结法、重结晶烧结法和反应烧结法制备高导热SiC陶瓷的特点，对优化烧结助剂种类及含量、高温热处理和添加高导热第二相等改善SiC陶瓷导热性能的主要措施进行阐述，并展望了未来高导热SiC陶瓷的研究方向，为未来制备低成本、高导热SiC质热交换器提供理论参考。

采用机械混合法制备纳米SiC/AlSi7Mg混合粉末，利用激光选区熔化技术(selective laser melting, SLM)成形纳米SiC颗粒增强AlSi7Mg复合材料，观察和分析试样的相对密度、物相和微观组织，并测试材料的硬度和拉伸性能。结果表明：SLM成形纳米SiC/AlSi7Mg复合材料试样的相对密度随着扫描速度和扫描间距的增大均呈现先增加后减少的趋势，相对密度最高可达99.75%；试样微观组织与SLM成形铝合金相似，Si相呈网状结构均匀嵌入α-Al基体中，且在Al基体中存在与Si分布相似的纳米SiC团聚物及Mg₂Si相; 与AlSi7Mg相比，复合材料微观组织由柱状晶转化为等轴晶，且晶粒明显细化(平均晶粒尺寸为1.36 μm)；由于SiC的加入，产生细晶强化和固溶强化，试样的硬度和强度均明显提高，硬度最高达到137.3HV，抗拉强度达到448.3 MPa，屈服强度达到334.7 MPa，但伸长率下降至3.9%，断裂模式主要为脆性断裂。

综合原料的热物理性能分析和配比设计，实现了C/C复合材料载体孔隙体积的精细控制，采用热压-熔渗两步法在低温条件下制备了具有高致密、低残余Si含量特征的短碳纤维增强C/C-SiC复合材料。系统解析了C/C-SiC复合材料成型过程中的结构演变行为，研究了短纤维增强C/C-SiC复合材料的力学性能和失效机制。结果表明：多孔C/C复合材料载体孔隙的孔径呈双极分布特征，添加芳纶纤维可提高网络孔隙结构的连通性，具有显著的孔隙结构调控作用。SiC基体以网络骨架形态分布于C/C-SiC复合材料内部，与纤维束形成了强界面结合钉扎结构，高含量纤维协同作用下使C/C-SiC复合材料具有优异的综合力学性能，添加芳纶纤维可明显增加复合材料内部裂纹扩展路径，提高C/C-SiC复合材料的断裂韧性。碳纤维的面内各向同性分布及陶瓷相层间均匀分布对C/C-SiC复合材料承载、摩擦稳定性提升均具有积极作用。

为明确C/SiC陶瓷基复合材料喷管在液体火箭发动机工作环境的烧蚀特性，采用先驱体浸渍-裂解（PIP）工艺制备得到3D C/SiC复合材料喷管，并对喷管进行多种工况环境下的地面热试车烧蚀考核。结果表明：制备得到的3D C/SiC复合材料喷管能够满足液体火箭发动机多种工况环境下抗烧蚀性能要求，喷管喉部线烧蚀率约为3.92×10^-4 mm/s；热试车烧蚀实验后喷管入口圆柱段、收敛段、喉部及扩张段外型面均残留有大量白色物质SiO₂，喉部局部出现烧蚀坑洞现象；C/SiC复合材料液体火箭发动机工作环境下的烧蚀机理为机械冲刷烧蚀和氧化烧蚀。

SiC纤维作为陶瓷基复合材料(CMC)的常见增强体之一, 具有较低的密度、较高的拉伸强度以及优良的耐高温和耐氧化性能。在SiC纤维表面制备涂层, 不仅可提升纤维本身的力学性能、耐高温性能、抗氧化性能以及电磁功能特性, 而且还可有效改善纤维与基体界面的结合性能, 提高复合材料的断裂韧性与力学性能。本文首先对SiC纤维表面涂层的制备方法进行了综述, 阐述了刻蚀法、沉积法、化学气相渗透法以及先驱体转化法等方法的基本过程及相关研究进展, 并对比了不同制备方法的优缺点, 然后综述了涂层对SiC纤维及其增强的复合材料的影响, 最后对SiC纤维上制备涂层的发展趋势进行了总结归纳, 可以采用实验研究与计算仿真相结合的手段来模拟SiC纤维涂层的真实服役环境, 并可以通过制备热障复合涂层来提高纤维在极端服役条件下的使用性能。

研究了亲疏水性SiO₂复合有机树脂对FeSiCr磁粉芯性能的影响以及退火热处理对磁粉芯磁性能的影响。将FeSiCr合金粉末经磷化处理后，分别采用疏水性、亲水性两种不同类型的SiO₂复合有机树脂对粉体进行绝缘包覆，经压制成型并固化制备成FeSiCr磁粉芯。结果表明，采用偶联改性亲水性SiO₂复合有机树脂的包覆效果明显优于疏水性SiO₂复合有机树脂包覆。随着SiO₂添加量的增加，磁粉芯的体电阻率和矫顽力增加，而密度、饱和磁化强度及磁导率降低；采用质量分数0.5%疏水性SiO₂复合有机树脂包覆工艺制备的FeSiCr磁粉芯退火后综合性能最优，在20 mT，100 kHz测试条件下，磁损耗仅为49.84 kW/m³，相比于采用纯树脂包覆工艺制备的磁粉芯损耗下降了16.9%。退火热处理能够有效提高FeSiCr磁粉芯的磁性能。

在300, 350, 400 ℃下成功通过挤压复合法制备多层AZ91-(SiC_P/AZ91)复合板, 探究AZ91-(SiC_P/AZ91)复合板中SiC_P/AZ91复合材料层和AZ91层的显微组织演变、界面的演化机制和力学性能变化规律。结果表明: 热挤压复合中, AZ91-(SiC_P/AZ91)多层复合板中合金层发生完全动态再结晶, 晶粒细化, 合金组织随挤压温度的升高更均匀, 而且外层合金层比内层合金层晶粒尺寸略大; SiC_P/AZ91复合材料层同样发生完全动态再结晶, 晶粒尺寸小于合金层, 随着挤压温度的升高, SiC_P的分布更加均匀; 不同挤压温度下AZ91-(SiC_P/AZ91)复合板合金层与复合材料层界面均未出现明显的分层以及开裂现象; AZ91-(SiC_P/AZ91)复合板的室温力学强度位于AZ91合金与SiC_P/AZ91复合材料之间, SiC_P/AZ91层中SiC_P与基体界面脱粘是导致复合板材失效的主要原因。

SiC纤维成键陶瓷(SiC fiber-bonded ceramics, FBCs)作为一种由SiC纤维热压烧结而得到的新型高温结构材料, 具有低气孔率、高纤维体积分数的结构特点, 以及耐高温、抗氧化、高强度等性能优势, 是航空发动机涡轮叶片、转子等高温部件的极佳候选材料。本文系统论述了SiC纤维成键陶瓷的研究进展情况, 介绍了两类成键陶瓷(Tyrannohex与SA-Tyrannohex)的结构特点与制备方法, 讨论了成键陶瓷组成、结构与性能之间的相互关系, 指出界面碳层对于成键陶瓷性能的发挥具有关键作用, 着重介绍了SA-Tyrannohex型成键陶瓷的室温与高温力学性能, 分析其具有优异高温性能的原因, 总结SA-Tyrannohex考核验证与应用发展情况, 指出目前成键陶瓷还存在复杂构件成型困难等问题, 并展望了成键陶瓷未来需要进一步强韧化、加强动态服役考核等发展趋势与研究方向, 最后提出开展SiC纤维成键陶瓷的研究对于我国耐高温部件新材料的研制具有重要意义。

铺层方式是影响预浸料铺贴工艺制备SiC_f/SiC复合材料抗热震性能的关键因素之一。以先驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备的SiC_f/SiC复合材料为研究对象，基于内聚力模型，对不同正交铺层方式的方形试样开展1200 ℃高温水淬实验及有限元仿真研究。结果表明：水淬过程中试样表面温度急剧下降，芯部与表面存在较大温差，顶角与芯部温差最高可达1077 ℃，导致复合材料的主要失效模式为层间开裂和基体开裂，且试样层间开裂位置与铺层方式有关。由模拟结果可知，由于正交铺层方式的不同，试样的层间开裂位移也存在显著差异：[0/90]与[0/90/0]两种铺层方式层间主裂纹开裂位移约为0.61 mm，而[0/0/90/90]铺层主开裂位移仅为0.04 mm。此外，随着水淬时间的增加，层间主裂纹开裂位移逐渐增大，而次裂纹在开裂后逐渐发生闭合现象。

基于自制Zr_0.5Hf_0.5C先驱体和商业化液态聚碳硅烷, 通过先驱体浸渍裂解(PIP)工艺成功制备C/Zr_0.5Hf_0.5C-SiC复合材料, 研究纤维表面热解C涂层厚度对复合材料微观结构及弯曲性能的影响。结果表明: 自制Zr_0.5Hf_0.5C先驱体在1400 ℃下即可转化生成单一Zr_0.5Hf_0.5C固溶体。因具有良好的渗透性, 转化生成的Zr_0.5Hf_0.5C基体同时存在于C/Zr_0.5Hf_0.5C-SiC复合材料的纤维束内和束间, 呈包裹SiC基体的层状形貌。C/Zr_0.5Hf_0.5C-SiC复合材料主要由C, SiC和Zr_0.5Hf_0.5C相组成; 具有不同热解C涂层厚度(0.67, 0.84, 1.36 μm) 的3组复合材料密度分别为2.07, 1.99, 1.98 g/cm³; 随热解C涂层厚度的增加复合材料中SiC含量减少。弯曲加载中3组不同热解C涂层厚度复合材料均呈现假塑性断裂模式, 弯曲强度, 弯曲模量和断裂韧度分别在410 MPa, 60 GPa和15.6 MPa·m^1/2以上。良好的界面结合和预先引入的SiC基体是C/Zr_0.5Hf_0.5C-SiC复合材料获得优良弯曲性能的关键。

为研究制动盘服役温度载荷及材料微结构对SiC_p/A356复合材料热疲劳裂纹扩展行为的影响，明确其热疲劳裂纹扩展微观机理，开展SiC_p/A356复合材料热疲劳裂纹扩展实验。结果表明：裂纹扩展过程包括由SiC颗粒偏转作用和二次裂纹释放扩展驱动力导致的缓慢扩展阶段和主裂纹与裂纹扩展前端微损伤连接的快速扩展阶段；加热温度较低时，裂纹扩展的"台阶状"特征明显，整体扩展速率较低，裂纹宽度较小，裂纹扩展方式为颗粒断裂、轻量基体撕裂和沿界面开裂；加热温度较高时，"斜直线跃升"阶段更为明显，裂纹宽度较大且扩展速率较高，裂纹扩展以颗粒脱落以及大幅度基体撕裂为主；主裂纹总是通过选择沿SiC颗粒群或者直接穿过α-Al基体以阻力较小的方式向前扩展，Si相承载时极易发生断裂，成为裂纹扩展源，同时裂纹扩展前端的微损伤对其扩展具有引导作用。

采用不同面密度和丝束大小的碳纤维布, 通过不同z向缝合方式编织了两种碳布叠层结构的碳纤维预制体, 再经化学气相渗透法(chemical vapor infiltration, CVI)与气相渗硅法(gaseous silicon infiltration, GSI)联用制备了C/C-SiC复合材料。研究了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。结果表明, 由纤维体积分数与C/C素坯密度都相同的预制体所制备的两种复合材料的密度、各相组成、结构与性能均大不相同。较小的碳纤维丝束(1K)和碳布面密度(92 g/m²), 以及锁式缝合留下的较大孔隙为GSI反应中Si蒸气的渗透提供了更加充足的通道, 最终制备的T1复合材料孔隙率低、结构均匀、性能更高, 其弯曲强度、模量和断裂韧度分别为300.97 MPa, 51.75 GPa, 11.32 MPa·m^1/2。初始预制体结构和C/C中间体结构的综合调控是CVI-GSI联用工艺制备高性能C/C-SiC复合材料的关键。

采用聚锆碳烷PZC和聚碳硅烷PCS作为杂化先驱体聚合物, 通过脱氢耦合反应制备富含活性交联位点的ZrC-SiC复相陶瓷先驱体PZCS, 研究先驱体陶瓷化机理及最终陶瓷的组成结构。结果表明: PZCS先驱体由于促进了陶瓷化过程中活性基团的交联, 850 ℃下其陶瓷产率(71.84%, 质量分数, 下同)显著高于PZC(51.40%)或PCS(53.46%)先驱体。同时, 在Zr-Cp的催化下, 通过先驱体之间的协同作用近程碳与Zr, Si元素直接转化生成碳化物陶瓷, 避免了碳热还原反应对陶瓷的损伤, 并有效降低了烧结温度。PZCS先驱体经陶瓷化处理后生成兼具耐高温组元和抗氧化组元的ZrC-SiC纳米复相陶瓷, ZrC相和SiC相可以相互抑制结晶、细化晶粒, 其中ZrC晶粒尺寸为25.4 nm, 纳米复相结构的生成有利于提升超高温陶瓷的综合性能。

为进一步扩大镁合金的应用范围，环境友好地提高其耐蚀、耐磨性，以AZ91D镁合金为基体，采用无铬、无氟，直接化学沉积方法在其表面制备了Ni-P-纳米SiC_P复合沉积层。通过SEM，EDS，XRD，硬度计，电化学工作站等方法，研究纳米SiC_P添加量对沉积层形貌、成分、物相及性能的影响规律。结果表明：随着SiC_P添加量的增加，沉积层表面颗粒的沉积量先增加后减少，胞状组织尺寸逐渐减小后增大，硬度先增大后减小，耐蚀性先提高后降低。当SiC_P添加量为1.2 g/L时，颗粒的沉积量最大，弥散强化及细晶强化效果最好，沉积层均匀、致密，厚度约为36 μm，与基体间结合良好。沉积层硬度达682HV，较镁合金基体明显提高; 腐蚀电位为-0.397 V，较镁合金基体提高了75%。沉积层的腐蚀电流密度为6.18×10^-7 A·cm^-2，较镁合金基体降低了约4个数量级。

采用Al₂O₃-Y₂O₃-CaO作为烧结助剂制备SiC陶瓷，通过阿基米德排水法、XRD、SEM、TEM及维氏硬度测试等方法，探究烧结温度及烧结助剂含量对SiC陶瓷相对密度、物相结构、微观形貌和力学性能的影响。结果表明：在1300~1800 ℃下，SiC陶瓷相对密度、硬度以及断裂韧性都呈现出先增加后降低的趋势，在1700 ℃达到最大值；1700~1800 ℃发生了β-SiC向α-SiC的相变；减少烧结助剂含量会增加晶界结合强度，提升硬度，并抑制晶粒生长；在1700 ℃和7%(质量分数)烧结助剂含量的条件下，获得了最佳的烧结效果，相对密度、硬度和断裂韧度分别为97.9%，23.3 GPa和4.1 MPa·m^1/2。

采用超声结合球磨混料的工艺，在由聚硼硅氮烷(PSNB)裂解得到的SiBCN陶瓷中引入SiC晶须。研究了不同质量分数SiC晶须对SiBCN陶瓷基复合材料密度、硬度、弯曲强度及微观结构的影响。结果表明：随着SiC晶须添加质量分数由0%提高至25%，复合材料的密度先降后升，开孔率逐步上升，材料硬度逐渐下降，弯曲强度先升后降再升；SiC晶须质量分数为5%的SiC_w/SiBCN复合材料弯曲强度可达191 MPa，与未添加晶须的SiBCN纯基体弯曲强度(60 MPa)相比提升218%；XRD分析发现晶须的引入对烧结后复合材料的物相组成影响不大；观察材料断口微观形貌发现，晶须在基体中的存在方式主要有桥联和团聚搭桥两种，其中桥联有利于强化材料而团聚搭桥则会在基体内部形成孔隙进而降低材料强度。

通过化学气相渗透(CVI)工艺在典型国产SiC纤维表面沉积BN涂层, 并在800~1200 ℃的氧化环境下处理1 h。对涂覆BN涂层的SiC纤维氧化后的形貌、结构以及成分进行表征, 通过单丝拉伸强度评价涂覆BN涂层的SiC纤维氧化后的性能变化。结果表明, 氧化温度低于1000 ℃时, BN涂层及其氧化物层能够有效阻止O₂对内部SiC纤维的侵蚀, 高于此温度时, SiC纤维被氧化。随着氧化温度的升高, 涂覆BN涂层的SiC纤维表面氧化物经历α-B₂O₃→SiC_xO_y→非晶SiO₂的历程。涂覆BN涂层的SiC纤维单丝拉伸强度随着温度的升高呈衰减趋势, 且BN涂层直接暴露在氧化环境下反而降低SiC纤维的抗氧化能力。纤维断裂的失效源先由BN涂层缺陷过渡为B₂O₃氧化层缺陷最终演变为SiO₂氧化层气孔缺陷。

在(NaPO₃)₆, Na₂SiO₃-NaOH和NaAlO₂-NaOH三种电解液中, 采用微弧氧化技术在SiC_p/Al基复合材料表面制备微弧氧化膜层。使用扫描电子显微镜(SEM)、X射线光电子能谱(XPS)、X射线衍射(XRD)对膜层组织结构及相组成进行表征, 并通过摩擦磨损实验及电化学工作站分析基体及膜层的耐磨性和耐蚀性。结果表明: 三种电解液中均能制备出均匀的微弧氧化膜层, NaAlO₂-NaOH中制备的膜层粗糙度和厚度最大。三种电解液中制备的膜层物相有差异。微弧氧化提高SiC_p/Al基复合材料的显微硬度, 其中NaAlO₂-NaOH中制备的膜层硬度达到1125HV。微弧氧化可降低SiC_p/Al基复合材料的摩擦因数, 综合摩擦因数及磨损情况, NaAlO₂-NaOH中制备的微弧氧化膜层的耐磨性较好。三种电解液中制备的微弧氧化膜层均能改善SiC_p/Al基复合材料的耐蚀性, 其中Na₂SiO₃-NaOH中制备的膜层耐蚀性优异, 腐蚀电位和腐蚀电流密度分别为-0.6122 V和2.704×10^-7 A·cm^-2。