盧國鋒，喬生儒，許 艷

（1西北工業(yè)大學(xué) 超高溫復(fù)合材料國家重點(diǎn)實驗室，西安710072；2渭南師范學(xué)院 化學(xué)與生命科學(xué)學(xué)院，陜西 渭南714000；3渭南師范學(xué)院 圖書館，陜西 渭南714000）

連續(xù)纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料（FRCMCs）由于具有高比強(qiáng)度、高比模量、耐腐蝕、耐高溫、低密度等優(yōu)良特性，特別是擁有良好的高溫力學(xué)性能，而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域的熱結(jié)構(gòu)部件［1－3］。界面層是處于復(fù)合材料纖維和基體之間的一個局部微小區(qū)域，雖然其在復(fù)合材料中所占的體積分?jǐn)?shù)不足10%，但卻是影響陶瓷基復(fù)合材料力學(xué)性能、抗環(huán)境侵蝕能力等性能的關(guān)鍵因素。特別是對于脆性纖維增強(qiáng)脆性基體復(fù)合材料來說，纖維與基體間的界面層是決定復(fù)合材料強(qiáng)度和韌性的重要因素［3］。因此，對界面層（界面層材料和結(jié)構(gòu)）的研究一直是陶瓷基復(fù)合材料研究的熱點(diǎn)之一。本文對近年陶瓷基復(fù)合材料的界面層研究進(jìn)展進(jìn)行了綜述。

1 陶瓷基復(fù)合材料對界面層的要求

一般來講，界面層的功能主要有四個：傳遞、阻止裂紋擴(kuò)展、緩解和阻擋。傳遞作用就是界面層作為一個“橋梁”將作用于基體的載荷充分傳遞至復(fù)合材料的主要承載者—纖維增強(qiáng)體上。阻止裂紋擴(kuò)展是指當(dāng)基體裂紋擴(kuò)展到界面層區(qū)域時，陶瓷基體和纖維沿它們之間的界面發(fā)生分離，并使裂紋的擴(kuò)展方向發(fā)生改變，即裂紋偏轉(zhuǎn)，阻止裂紋直接越過纖維擴(kuò)展。緩解作用指的就是界面層通過過渡作用和界面滑移減少殘余熱應(yīng)力。阻擋作用是指阻擋基體和纖維間元素的相互擴(kuò)散、溶解和有害化學(xué)反應(yīng)，阻止外界環(huán)境對纖維增強(qiáng)體的侵害［4］。

以上只是一般意義上的界面層功能，但對不同功用的復(fù)合材料來說，對界面層的要求有所不同。例如：以承受載荷為主要目的的復(fù)合材料對前三種功能有更為苛刻的要求，而對以抗氧化為主要目的的復(fù)合材料則對阻擋功能有更為嚴(yán)格的要求。一種界面層所具有的功能主要取決于界面層的材質(zhì)、結(jié)構(gòu)、厚度以及界面層與纖維或基體間的相互作用等。出于滿足不同復(fù)合材料功能的需求，不同功用的復(fù)合材料應(yīng)具有不同的界面層。陶瓷基復(fù)合材料界面層的研究正是在這種需求下而不斷進(jìn)行的。

2 結(jié)構(gòu)復(fù)合材料的界面層研究

對于結(jié)構(gòu)復(fù)合材料來說，理想的界面層應(yīng)該使纖維與基體間有足夠的結(jié)合，以保證把基體的受力充分傳遞給纖維。但是界面的結(jié)合又不能太強(qiáng)，在基體裂紋擴(kuò)展至界面處時，要能允許發(fā)生裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維的脫粘與拔出［5］。界面脫粘和裂紋在界面層中的擴(kuò)展方式取決于界面層的種類和結(jié)構(gòu)。有資料［4，6］表明，比較理想的界面層目前有四類（見圖1）：第一類是無定型態(tài)的界面相；第二類是由層狀晶體材料組成的界面層；第三類是由不同材料組成多層結(jié)構(gòu)混合界面層；第四類界面層是由多孔材料組成的界面相。

圖1 陶瓷基復(fù)合材料的界面相類型（a）無定形態(tài)界面相；（b）層狀晶體材料組成的界面相；（c）由不同材料組成的多層界面相；（d）由多孔材料組成的界面相［3］Fig.1 Different types of interphases in ceramic matrix composites（a）amorphous interphase；（b）interphase with a layered crystal structure；（c）multilayer interphase；（d）porous interphase［3］

第一類界面的典型代表就是無定形態(tài)的熱解碳。無定形態(tài)熱解碳界面相基本上是由微米尺寸的各向同性的細(xì)顆粒組成［7］，界面相與纖維間只是簡單的弱界面結(jié)合，可以允許裂紋在界面相與纖維間的界面處發(fā)生偏轉(zhuǎn)。但Zhang等［8］的研究結(jié)果表明，由于無定形熱解碳界面相的低密度和多孔性，C／C復(fù)合材料在采用此類界面后其強(qiáng)度相對于采用層狀結(jié)構(gòu)熱解碳界面相的C／C復(fù)合材料低28%～40%，熱導(dǎo)率也會出現(xiàn)大幅下降。因此，目前采用無定形態(tài)熱解碳作為陶瓷基復(fù)合材料界面相的并不多。同時，這也可能表明，無定形態(tài)材料并不是一種理想的界面層材料。

第二類界面相由于其材料層間結(jié)合較弱，因而在基體裂紋擴(kuò)展至界面相時有利于裂紋的分叉和偏轉(zhuǎn)。具有層狀晶體結(jié)構(gòu)的材料主要有石墨結(jié)構(gòu)的熱解碳及六方BN，此外還有一些氧化物材料，層狀硅酸鹽（如氟金云母KMg3（AlSi3）O10F2）、合成層狀硅氧化合物（如KMg2AlSi4O12）和可解離的六方鋁酸鹽（如氧化鈣鋁礦CaAl12O19）。目前被研究最多的界面層材料主要是：熱解碳，六方BN，復(fù)合氧化物（如云母），β－Al2O3和稀土元素的磷酸鹽類［4］。具有層狀結(jié)構(gòu)的熱解碳界面相一般是利用化學(xué)氣相浸滲（CVI）法在低溫、低壓的條件下制得，制備過程較為簡單，工藝也已非常成熟，是目前C／C，C／SiC，SiC／SiC復(fù)合材料最常采用的一種界面層材料［7，9，10］。雖然此類熱解碳界面相已被廣泛應(yīng)用，但近年來針對它的研究卻仍在不斷深入進(jìn)行。2009年，Liu等［11］研究了熱解碳界面層在界面脫粘時的行為，結(jié)果表明：在界面脫粘時，熱解碳界面層內(nèi)部出現(xiàn)層間分離和橋聯(lián)現(xiàn)象，橋聯(lián)區(qū)的石墨片層具有應(yīng)力取向，即由原來的平行于碳纖維表面變?yōu)榇怪?。Ahmed等［12］發(fā)現(xiàn)熱解碳界面層的粗糙度越高，雜質(zhì)含量越少，晶化程度越高，就越有利于SiC基體的沉積生長。Yan等［13］利用聚碳硅烷的裂解過程在碳纖維和SiC基體間原位生成了熱解碳界面層，這種界面層的制備方法更為簡單，界面層雖是由亂層石墨構(gòu)成，但仍能很好地發(fā)揮界面層的作用。六方BN具有與石墨類似的晶體結(jié)構(gòu)，相對于碳界面層具有較高的抗氧化性能、較低的電導(dǎo)率和介電常數(shù)，因而受到越來越多的關(guān)注［14－16］。研究發(fā)現(xiàn)，BN界面層的存在會使SiC纖維的強(qiáng)度降低，但卻可使所制備的SiC／SiC和C／SiC復(fù)合材料的強(qiáng)度和斷裂韌性大幅提高，對SiC／SiC復(fù)合材料的微波介電性能則影響不大［14－17］，BN的晶化程度越高，SiC／SiC復(fù)合材料的機(jī)械性能就越好［18］。BN 界面層可采用 CVI方法制備［16，17，19］，也可采用浸漬涂覆工藝制備［14，15］，不管是CVI方法，還是浸漬涂覆工藝，所制備的BN均為六方結(jié)構(gòu)，都可很好地起到調(diào)節(jié)界面結(jié)合強(qiáng)度和提高復(fù)合材料機(jī)械性能的目的。但在提高復(fù)合材料力學(xué)性能方面，BN界面層的作用比不上熱解碳界面層［18］。目前，六方BN界面層主要是用于SiC／SiC復(fù)合材料［14，15，20］，在C／SiC復(fù)合材料中也有應(yīng)用［16］，甚至可用于金屬基復(fù)合材料［21］。此外，人們還對CaAl12O19，LaAl11O18，Ca（Al，F(xiàn)e）12O19，LaFe1.5Al10.5O19，KMg2AlSi4O12等層狀晶體材料進(jìn)行了探索性的研究［22－24］，但由于這些界面層材料實用性較差，目前還沒有具體的應(yīng)用。

另外，界面層厚度也對復(fù)合材料的力學(xué)性能存在重要影響。一般認(rèn)為界面層只有在一定合適的厚度下才能起到提高復(fù)合材料力學(xué)性能的作用，否則，就只能起反作用。比如：Yu等［25］的研究表明，當(dāng)熱解碳界面層的厚度為0.1μm時，SiC／SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度達(dá)到最大值，而斷裂韌性對應(yīng)的最優(yōu)厚度為0.53μm。但目前對于不同的界面層材料，不同的復(fù)合材料，所得到的實驗結(jié)果并不相同。成來飛等［26］認(rèn)為，在一定范圍內(nèi)隨著碳界面層厚度的增加，C／SiC復(fù)合材料的強(qiáng)度會增加。而Shimoda等［27］對SiC／SiC復(fù)合材料的研究則發(fā)現(xiàn)，隨碳界面層厚度的增加，材料強(qiáng)度逐漸下降，韌性逐漸增加。研究還表明，具有不同厚度界面層的復(fù)合材料對熱處理的響應(yīng)也不同。界面層較厚的復(fù)合材料在熱處理后強(qiáng)度出現(xiàn)大幅下降，而界面層較薄的復(fù)合材料則明顯增加［28］。對于SiC界面層，Chen等［29］的研究結(jié)果是，隨SiC界面層厚度的增加，C／ZrC復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌性都降低。而Ding等［30］的研究則表明，隨SiC界面層厚度的增加，SiC／Al（PO3）3復(fù)合材料的強(qiáng)度逐漸增加，而韌性卻逐漸下降。

第三類界面層實際上可看做是對第二類界面層的拓展?；旌辖缑鎸又械拿繉硬牧隙加懈髯圆煌墓δ埽ㄟ^各層不同材料之間的相互配合使界面層具有較好的綜合性能。由于此類界面層具有單一材料界面層所沒有的多種功能，能較好地滿足復(fù)雜環(huán)境條件下的使用要求，應(yīng)用前景較好，因而受到廣泛關(guān)注和研究。目前被研究的多層界面相體系主要有（PyC－SiC）n，PyC－TaC－PyC，PyC／SiC／TaC／PyC和PyC－SiCN 等。對于（PyC－SiC）n多層界面相，一般認(rèn)為其可以提高SiC／SiC和C／SiC復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌性，并能提高材料的壽命和疲勞性能；多層界面相的微觀結(jié)構(gòu)也對SiC／SiC復(fù)合材料性能有著重要影響，界面層中的亞層越薄越有利于材料機(jī)械性能的提高［31－34］。但由于多層界面相的層間作用較為復(fù)雜，界面層對復(fù)合材料性能的影響也較為復(fù)雜，從而造成各種結(jié)果并不一致。Taguchi等［33］認(rèn)為PyC／SiC 界面層可使 SiC／SiC 復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度提高10%。而Yang等［35］則認(rèn)為引入SiC亞層會使SiC／SiC復(fù)合材料的界面剪切強(qiáng)度增加，但對復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度影響不大。Wang等［36］的研究發(fā)現(xiàn)：PyC／SiC界面層可大幅提高C／SiC－ZrC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度，并使材料的脆性降低。而Yu等［37］則認(rèn)為PyC／SiC界面層的存在雖使SiC／SiC復(fù)合材料的斷裂韌性大幅增加，但對彎曲強(qiáng)度卻有不利影響，亞層的層數(shù)越多對復(fù)合材料強(qiáng)度的不利影響就越大。對于這些實驗結(jié)果，僅從界面層材料本身是無法進(jìn)行解釋的，筆者相信，界面結(jié)合可能在其中起著非常大的作用，界面層之間的相互作用、材料制備工藝條件的變化和界面層宏觀結(jié)構(gòu)變化可能會影響界面結(jié)合，進(jìn)而影響材料的力學(xué)性能，但真實情況是否如此，還有待研究證實。PyC／TaC／PyC和PyC／SiC／TaC／PyC多層界面相一般用于C／C復(fù)合材料。研究認(rèn)為：采用PyC／TaC／PyC和PyC／SiC／TaC／PyC多層界面可降低C／C復(fù)合材料的界面剪切強(qiáng)度，使復(fù)合材料的強(qiáng)度增加［38，39］；在PyC／TaC／PyC多層界面相中，隨著TaC相的增加，C／C復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度下降，“塑性”變形能力增加，在引入SiC界面相后，強(qiáng)度又大幅增加，同時脆性也增加［40］；PyC／SiC／TaC／PyC界面層對提高C／C復(fù)合材料抗燒蝕能力不起作用［41］。此外，Zhu等［42］還對PyC／SiCN界面層進(jìn)行了研究，結(jié)果表明：隨SiCN沉積層厚度的增加，C／SiC復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度增加。

對于第四類界面層，由于界面層為一種多孔結(jié)構(gòu)，可以允許裂紋在界面層中發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)，從而緩解了裂紋尖端的應(yīng)力集中，增加材料的斷裂功，從而提高復(fù)合材料的韌性［43，44］。從這一理念出發(fā)，一些學(xué)者曾對此進(jìn)行過一些有益的探索。Holmquist等［45］采用多孔ZrO2作為Al2O3f／Al2O3復(fù)合材料的界面層，所制備的材料具有與其他傳統(tǒng)陶瓷基復(fù)合材料相近的拉伸強(qiáng)度。但近年在此領(lǐng)域的研究很少見報道。

此外，有些材料并不具有上述四種界面相的特點(diǎn)，但也能起到界面層的作用。研究表明，無界面層的SiC／SiC復(fù)合材料在采用SiC為界面層后，強(qiáng)度和韌性都有明顯提高［46，47］。

從以上的討論可以看出，雖然Naslain［4］提出的四種陶瓷基復(fù)合材料的理想界面相結(jié)構(gòu)在一定程度上為界面層的研究指出了方向，但近年來的研究成果似乎表明，這些設(shè)想并非完全正確，因此，有必要對界面層的相關(guān)機(jī)理進(jìn)行更為深入的研究，以完善界面層結(jié)構(gòu)理論。但目前有關(guān)界面層作用機(jī)理方面的研究還不多。

3 抗氧化復(fù)合材料界面層研究

與結(jié)構(gòu)復(fù)合材料對界面層的要求不同，具有抗氧化能力的復(fù)合材料對界面層材料的要求是：材料本身要具有較高的抗氧化性；能阻止外界氣體與纖維發(fā)生反應(yīng)；在提高材料抗氧化性能的前提下，要盡可能地保持材料的力學(xué)性能。熱解碳界面層雖然目前在提高陶瓷基復(fù)合材料力學(xué)性能方面具有不可替代的優(yōu)勢，但其抗氧化性能卻非常差，在400℃時就可發(fā)生氧化。因此，在高溫氧化環(huán)境下，陶瓷基復(fù)合材料會因為碳界面層的迅速氧化而出現(xiàn)強(qiáng)度的急劇下降。為提高陶瓷基復(fù)合材料的抗氧化性能，科研人員設(shè)計了多種界面層材料，其中研究最多的是BN，SiC，多層界面相和一些氧化物陶瓷。六方BN具有與熱解碳相似的層狀晶體結(jié)構(gòu)，更高的抗氧化性，在高溫下可氧化生成B2O3薄膜并填充界面處的縫隙或裂紋，阻止氧化性氣體到達(dá)纖維表面［15］，因而受到廣泛關(guān)注。研究表明，BN界面層確實可提高陶瓷基復(fù)合材料的抗氧化能力，并且BN的晶化程度越高，復(fù)合材料的抗氧化性能就越強(qiáng)［48］。BN界面層的主要缺點(diǎn)是：氧化生成的B2O3可揮發(fā)，難以長時間維持復(fù)合材料的抗氧化性能；難以在800℃以下的低溫區(qū)實現(xiàn)對某些復(fù)合材料的保護(hù)，比如碳纖維增強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料。SiC具有更高的抗氧化性，并且同BN一樣在氧化后可生成黏流態(tài)的玻璃（SiO2），填充界面處的縫隙或裂紋［46］。研究表明，不管是C／SiC，還是SiC／SiC復(fù)合材料在采用SiC界面層后，其抗氧化性能都明顯提高。但由于SiC與纖維的界面結(jié)合較強(qiáng)，復(fù)合材料在用SiC界面層取代熱解碳界面層后強(qiáng)度會出現(xiàn)明顯下降［25］。因此，SiC不宜單獨(dú)作為界面層材料使用，解決的方法就是采用多層界面相。將SiC層與熱解碳層相結(jié)合，構(gòu)成多層材料作為界面層，可使SiC／SiC復(fù)合材料具有優(yōu)異的抗氧化能力［31］。實際上，為陶瓷基復(fù)合材料制備多層界面相的主要目的都是為了提高材料的抗氧化性能。氧化物具有無可爭議的高抗氧化性，是提高界面層抗氧化性能的理想候選材料。早期，科研工作者曾先后以β－Al2O3、磁鐵鉛礦結(jié)構(gòu)材料CaAl12O19、多層鈣鈦礦化合物 KCa2Nb3O10和BaNb2Ti3O10、KMg2AlSi4O12、ABO4型化合物CaWO4和ErTaO4為界面層材料進(jìn)行了研究，取得了相當(dāng)多的成果，但到目前為止都未達(dá)到實際應(yīng)用的程度［23，24，49］。近年，Lu等［50，51］采用莫來石界面層來提高Cf／Si－C－N復(fù)合材料的抗氧化性能，取得了明顯效果，研究認(rèn)為：要想通過界面層來提高FRCMCs的抗氧化性能，理想的界面層材料應(yīng)具備以下條件：1）材料本身具有良好的抗氧化能力；2）具有較大的熱膨脹系數(shù)；3）要具有適當(dāng)?shù)暮穸龋?）材料自身不可與碳纖維進(jìn)行化學(xué)反應(yīng)，以免對纖維造成損傷。

此外，國內(nèi)外研究者還對其他材料進(jìn)行了探索性的研究。Labruquère等［52］選用 B－C，Si－B－C和Si－C作為界面層材料來提高復(fù)合材料的抗氧化能力，他們的研究結(jié)果表明：選用適當(dāng)?shù)慕缑鎸硬牧鲜强梢蕴岣邚?fù)合材料抗氧化性能的。Lu等［53］選用Si－O－C陶瓷作為Cf／Si－C－N復(fù)合材料的界面層，可在力學(xué)性能基本不降低的情況下明顯提高Cf／Si－C－N復(fù)合材料的抗氧化性能。

從以上討論可看出，雖然抗氧化復(fù)合材料的界面層研究已取得了許多成果，但與結(jié)構(gòu)復(fù)合材料界面層研究情況相似，在界面層作用機(jī)理方面的研究不多，通過界面層提高復(fù)合材料抗氧化的機(jī)理還不十分清楚。從Lu等的研究中可以看出，Si－O－C界面層的作用機(jī)理明顯與Mullite界面層的不同。因此，對于抗氧化復(fù)合材料的界面層，也有必要在界面層的作用機(jī)理方面作更深入的研究。

4 結(jié)束語

綜上所述，通過多年的努力，界面層的研究已取得大量成果：1）獲得了不同界面層對復(fù)合材料力學(xué)性能、抗氧化性能或一些物理性能的影響。2）對界面層的功能有了基本了解。到目前為止，所了解到的界面層功能主要有四種，即：傳遞、阻止裂紋擴(kuò)展、緩解和阻擋，但不同用途的復(fù)合材料對界面層的功能要求不同。3）對界面層的作用機(jī)理也有了初步認(rèn)識。界面層主要通過發(fā)生在界面層區(qū)域的裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維脫黏和纖維拔出等現(xiàn)象來提高復(fù)合材料的強(qiáng)度和韌性；而提高抗氧化性能則主要通過減少基體裂紋、對裂紋的彌合作用以及自身的阻擋作用來實現(xiàn)。4）對理想的界面層結(jié)構(gòu)有了新的認(rèn)識。最初被認(rèn)為是理想界面層的材料（如：無定形態(tài)熱解碳）卻并不能很好地表現(xiàn)出界面層的功能，而一些并不具有“理想界面層”特征的材料（如：SiC，Si－O－C）卻也能展現(xiàn)出很好的界面層功能。與此同時，當(dāng)前有關(guān)界面層的研究中也存在一些問題，主要的問題是界面層作用機(jī)理方面的研究較少，且不夠系統(tǒng)和深入，以至于目前許多界面層對復(fù)合材料的影響機(jī)制不清楚，也無法對大量出現(xiàn)的不一致結(jié)果做出解釋，這在一定程度上制約了界面層材料的研究。因此，下一步有必要系統(tǒng)深入地研究不同的界面層在復(fù)合材料中的作用機(jī)理，深入研究界面結(jié)合及其相關(guān)影響因素對復(fù)合材料性能的影響，以為今后界面層的研究指明方向，并最終實現(xiàn)界面層材料的可設(shè)計性，為每種陶瓷基復(fù)合材料找到最適宜的界面層。

［1］KRENKEL W，BERNDT F.C／C－SiC composites for space applications and advanced friction systems［J］.Mater Sci Eng A，2005，412（1－2）：177－181.

［2］OHNABE H，MASAKI S，ONOZUKA M，et al.Potential application of ceramic matrix composites to aero－engine components［J］.Compos Part A，1999，30（4）：489－496.

［3］郭洪寶，王波，矯桂瓊，等.2D－Cf／SiC復(fù)合材料缺口試件拉伸力學(xué)行為研究［J］.材料工程，2013，（5）：83－88.GUO Hong－bao，WANG Bo，JIAO Gui－qiong，et al.Tensile mechanical behavior of notched 2D－Cf／SiC composites［J］.Journal of Materials Engineering，2013，（5）：83－88.

［4］NASLAIN R.The design of the fiber－matrix interfacial zone in ceramic matrix composites［J］.Compos Part A，1998，29A：1145－1155.

［5］APPIAH K A，WANG Z L，LACKEY W J.Characterization of interfaces in C fiber－reinforced laminated C－SiC matrix composites［J］.Carbon，2000，38：831－838.

［6］MARSHALL D B，DAVIS J B，MORGAN P E D，et al.Interface materials for damage－tolerant oxide composites［J］.Key Eng Mater，1997，127－131：27－36.

［7］TAYLOR R.Carbon matrix composites［A］.KELLY A，ZWEBEN C.Comprehensive Composite Materials［M］.Oxford，UK：Elsevier Science Ltd，2000.1－19.

［8］ZHANG J，LUO R，ZHANG Y，et al.Effect of isotropic interlayers on the mechanical and thermal properties of carbon／carbon composites［J］.Mater Lett，2010，64（13）：1536－1538.

［9］ARAKI H，YANG W，SUZUKI H，et al.Fabrication and flexural properties of Tyranno－SA／SiC composites with carbon interlayer by CVI［J］.J Nucl Mater A，2004，329－333：567－571.

［10］XU Y，ZHANG L，CHENG L，et al.Microstructure and mechanical properties of three－dimensional carbon／silicon carbide composites fabricated by chemical vapor infiltration［J］.Carbon，1998，36：1051－1056.

［11］LIU H，CHENG H，WANG J，et al.Microstructural investigations of the pyrocarbon interphase in SiC fiber－reinforced SiC matrix composites［J］.Mater Lett，2009，63（23）：2029－2031.

［12］AHMED A S，RAWLINGS R D，ELLACOTT S D，et al.Microstructural and compositional characterisation of the pyrocarbon interlayer in SiC coated low density carbon／carbon composites［J］.J Eur Ceram Soc，2011，31（1－2）：189－197.

［13］YAN M，SONG W，CHEN Z.In situ growth of a carbon interphase between carbon fibres and a polycarbosilane－derived silicon carbide matrix［J］.Carbon，2011，49（8）：2869－2872.

［14］LIU H，TIAN H.Mechanical and microwave dielectric properties of SiCf／SiC composites with BN interphase prepared by dipcoating process［J］.J Eur Ceram Soc，2012，32（10）：2505－2512.

［15］DING D，ZHOU W，LUO F，et al.Dip－coating of boron nitride interphase and its effects on mechanical properties of SiCf／SiC composites［J］.Mater Sci Eng A，2012，543：1－5.

［16］UDAYAKUMAR A，STALIN M，VENKATESWARLU K.Effect of CVD SiC seal coating on the mechanical properties of Cf／SiC composites generated through CVI［J］.Surf Coat Technol，2013，219：75－81.

［17］WU H，CHEN M，WEI X，et al.Deposition of BN interphase coatings from B－trichloroborazine and its effects on the mechanical properties of SiC／SiC composites［J］.Appl Surf Sci，2010，257（4）：1276－1281.

［18］UDAYAKUMAR A，RAOLE P M，BALASUBRAMANIAN M.Synthesis of tailored 2DSiCf／SiC ceramic matrix composites with BN／C interphase through ICVI［J］.J Nucl Mater，2011，417（1－3）：363－366.

［19］UDAYAKUMAR A，GANESH A S，RAJA S，et al.Effect of intermediate heat treatment on mechanical properties of SiCf／SiC composites with BN interphase prepared by ICVI［J］.J Eur Ceram Soc，2011，31（6）：1145－1153.

［20］NASLAIN R，DUGNE O，GUETTE A，et al.Boron nitride interphase in ceramic－matrix composites［J］.J Am Cerom Soc，1991，74（10）：2482－2488.

［21］ZHONG Y，HU W，ELDRIDGE J I，et al.Fiber push－out tests on Al2O3fiber－reinforced NiAl－composites with and without hBN－interlayer at room and elevated temperatures［J］.Mater Sci Eng A，2008，488（1－2）：372－380.

［22］CINIBULK M K.Hexaluminates as a cleavable fiber－matrix interphase：synthesis，texture development，and phase compatibility［J］.J Eur Ceram Soc，2000，20（5）：569－582.

［23］REIG P，DEMAZEAU G，NASLAIN R.KMg2AlSi4O12phyllosiloxide as potential interphase material for ceramic matrix composites Part 1Chemical compatibility ［J］.J Mater Sci，1997，32（16）：4189－4194.

［24］REIG P，DEMAZEAU G，NASLAIN R.KMg2AlSi4O12phyllosiloxide as potential interphase material for ceramic matrix composites Part II Coated fibres and model composites［J］.J Mater Sci，1997，32（16）：4195－4200.

［25］YU H，ZHOU X，ZHANG W，et al.Mechanical properties of 3DKD－I SiCf／SiC composites with engineered fibre－matrix interfaces［J］.Compos Sci Technol，2011，71（5）：699－704.

［26］CHENG L F，XU Y，ZHANG L，et al.Effect of carbon interlayer on oxidation behavior of C／SiC composites with a coating from room temperature to 1500℃ ［J］.Mater Sci Eng A，2001，300：219－225.

［27］SHIMODA K，PARK J S，HINOKI T，et al.Influence of pyrolytic carbon interface thickness on microstructure and mechanical properties of SiC／SiC composites by NITE process［J］.Compos Sci Technol，2008，68（1）：98－105.

［28］MEI H，BAI Q，SUN Y，et al.The effect of heat treatment on the strength and toughness of carbon fiber／silicon carbide composites with different pyrolytic carbon interphase thicknesses［J］.Carbon，2013，57：288－297.

［29］CHEN S，ZHANG Y，ZHANG C，et al.Effects of SiC interphase by chemical vapor deposition on the properties of C／ZrC composite prepared via precursor infiltration and pyrolysis route［J］.Materials ＆Design，2013，46：497－502.

［30］DING D，ZHOU W，LUO F，et al.The effects of CVD SiC interphase on mechanical properties of KD－1SiC fiber reinforced aluminum phosphate composites［J］.Mater Sci Eng A，2012，534：347－352.

［31］PASQUIER S，LAMON J，NASLAIN R.Tensile static fatigue of 2DSiC／SiC composites with multilayered（PyC－SiC）n interphases at high temperatures in oxidizing atmosphere［J］.Compos Part A，1998，29：1157－1164.

［32］ZHU Y，HUANG Z，DONG S，et al.Correlation of PyC／SiC interphase to the mechanical properties of 3DHTA C／SiC composites fabricated by polymer infiltration and pyrolysis［J］.New Carbon Materials，2007，22（4）：327－331.

［33］TAGUCHI T，NOZAWA T，IGAWA N，et al.Fabrication of advanced SiC fiber／F－CVI SiC matrix composites with SiC／C multi－layer interphase［J］.J Nucl Mater，2004，329－333A：572－576.

［34］BERTRAND S，DROILLARD C，PAILLER R，et al.TEM structure of（PyC／SiC）nmultilayered interphases in SiC／SiC composites［J］.J Eur Ceram Soc，2000，20（1）：1－13.

［35］YANG W，ARAKI H，KOHYAMA A，et al.Effects of SiC sub－layer on mechanical properties of Tyranno－SA／SiC composites with multiple interlayers［J］.Ceram Int，2005，31（4）：525－531.

［36］WANG Z，DONG S，DING Y，et al.Mechanical properties and microstructures of Cf／SiC－ZrC composites using T700SC carbon fibers as reinforcements［J］.Ceram Int，2011，37（3）：695－700.

［37］YU H，ZHOU X，ZHANG W，et al.Mechanical behavior of SiCf／SiC composites with alternating PyC／SiC multilayer interphases［J］.Materials ＆Design，2013，44：320－324.

［38］LONG Y，JAVED A，ZHAO Y，et al.Fiber／matrix interfacial shear strength of C／C composites with PyC－TaC－PyC and PyCSiC－TaC－PyC multi－interlayers［J］.Ceram Int，2013，39（6）：6489－6496.

［39］ZENG F，XIONG X，LI G，et al.Microstructure and mechanical properties of 3Dfine－woven punctured C／C composites with PyC／SiC／TaC interphases［J］.Trans Nonferrous Met Soc China，2009，19（6）：1428－1435.

［40］XIONG X，WANG Y，CHEN Z，et al.Mechanical properties and fracture behaviors of C／C composites with PyC／TaC／PyC，PyC／SiC／TaC／PyC multi－interlayers［J］.Solid State Sciences，2009，11（8）：1386－1392.

［41］CHEN Z，XIONG X，LI G，et al.Ablation behaviors of carbon／carbon composites with C－SiC－TaC multi－interlayers ［J］.Applied Surface Science，2009，255（22）：9217－9223.

［42］ZHU Y，PEI B，YUAN M，et al.Microstructure and properties of Cf／SiC composites with thin SiCN layer as fiber－protecting coating［J］.Ceram Int，2013，39（6）：7101－7106.

［43］BLANKS K S，KRISTOFFERSSON A，CARLSTROM E，et al.Crack deflection in ceramic laminates using porous interlayers［J］.J Eur Ceram Soc，1998，18（13）：1945－1951.

［44］MA J，WANG H，WENG L，et al.Effect of porous interlayers on crack deflection in ceramic laminates［J］.J Eur Ceram Soc，2004，24（5）：825－831.

［45］HOLMQUIST M，LUNDBERG R，SUDRE O，et al.Alumina／alumina composite with a porous zirconia interphase－processing，properties and component testing［J］.J Eur Ceram Soc，2000，20：599－606.

［46］DING D，ZHOU W，LUO F，et al.Mechanical properties and oxidation resistance of SiCf／CVI－SiC composites with PIP－SiC interphase［J］.Ceram Int，2012，38（5）：3929－3934.

［47］LIU H，CHENG H，WANG J，et al.Effects of the single layer CVD SiC interphases on the mechanical properties of the SiCf／SiC composites fabricated by PIP process［J］.Ceram Int，2010，36（7）：2033－2037.

［48］REBILLAT F，GUETTE A，ESPITALIER L，et al.Oxidation resistance of SiC／SiC micro and minicomposites with a highly crystallized BN interphase ［J］.J Eur Ceram Soc，1998，18（13）：1809－1819.

［49］TRESSLER R E.Recent developments in fibers and interphases for high temperature ceramic matrix composites［J］.Compos Part A，1999，30：429－437.

［50］LU G，QIAO S，ZHANG C，et al.Oxidation protection of C／Si－C－N composite by a mullite interphase［J］.Compos Part A，2008，39（9）：1467－1470.

［51］LU G，QIAO S，ZHANG C，et al.Oxidation behaviors and mechanisms of C／Si－C－N with a mullite interlayer［J］.Adv Compos Mater，2011，20（2）：179－195.

［52］LABRUQUERE S，BLANCHARD H，PAILLER R，et al.Enhancement of the oxidation resistance of interfacial area in C／C composites.Part II：oxidation resistance of B－C，Si－B－C and Si－C coated carbon preforms densified with carbon［J］.J Eur Ceram Soc，2002，22（7）：1011－1021.

［53］LU G，JIAO G.Balance the oxidation resistance and mechanical properties of C／Si－C－N composite by a Si－O－C interphase［J］.Compos Interfaces，2012，19（2）：83－91.