连续纤维增强陶瓷基复合材料具有高强韧、耐氧化的特性, 现已成为航空航天领域重要的高温结构候选材料。反应熔渗法可实现陶瓷基复合材料的大规模、短周期和低成本制备, 是目前最具有商业化前景的技术之一。然而, 传统反应熔渗法制得陶瓷基复合材料存在着基体碳残留、纤维刻蚀等问题, 导致材料力学与氧化-烧蚀性能不佳。为突破传统碳基体陶瓷化程度低的局限性, 相关研究人员采用碳基体孔结构构筑方法, 通过多孔碳基体取代传统熔渗预制体中致密碳基体, 以促进碳基体的陶瓷化转变及反应熔体的消耗, 进而实现陶瓷基复合材料的性能优化。本综述介绍了采用多孔碳陶瓷化策略制备SiC陶瓷、SiC/SiC复合材料、C/SiC复合材料及超高温陶瓷基复合材料的相关研究进展, 并且通过与传统反应熔渗法对比, 验证了多孔碳陶瓷化策略的优势, 同时总结了相关多孔碳基体制备方法的发展演变过程, 最后针对先进陶瓷基复合材料的基础理论与工艺技术需求, 对多孔碳陶瓷化改进反应熔渗法的未来发展方向进行了展望。

连续SiC纤维增强SiC(SiC_f/SiC)复合材料具有高比强度、高比模量、耐高温、耐辐照等优点, 在先进航空发动机热端部件和核反应堆包壳等领域具有广阔的应用前景。SiC_f/SiC复合材料具有纤维、界面、基体等复杂的多尺度结构, 其服役环境苛刻、损伤失效过程复杂, 深刻理解与准确分析其在近服役环境下损伤失效模式对于材料和构件的可靠服役具有重要意义。传统的“事后分析”方法无法获取材料在复杂服役环境下的损伤失效过程数据, 因此迫切需要发展面向高温服役环境的复合材料原位表征测试技术。本文介绍了基于扫描电子显微镜、数字图像相关、显微计算机断层扫描、声发射、电阻等原位监测方法的基本原理、优势与局限性, 重点讨论了以上各种原位监测方法及多种原位监测方法联用在SiC_f/SiC复合材料高温环境力学表征中的最新研究进展。最后, 总结了SiC_f/SiC复合材料高温环境原位监测技术存在的挑战, 并对多种原位技术联用、太赫兹辐射等新型检测技术、复杂构件的损伤原位监测方法等未来发展方向进行了初步展望。

新型高熵硼化物陶瓷具有优异的高温稳定性、低热导率等优点, 在高温热防护领域具有广阔的应用前景。本研究采用硼/碳热还原法结合热压烧结技术在1900 ℃下制备了(Ti_0.25Zr_0.25Hf_0.25Ta_0.25)B₂-B₄C高熵硼化物陶瓷, 并研究了B₄C第二相含量对其力学及抗氧化性能的影响规律。结果表明, B₄C均匀分布在高熵基体中, 有效改善了高熵陶瓷的相对密度和力学性能。当B₄C体积分数为20%时, 复相陶瓷的抗弯强度、断裂韧性以及维氏硬度均达到最高, 分别为(570.0±27.6) MPa、(5.58±0.36) MPa·m^1/2和(24.6±1.1) GPa。微观结构分析表明, B₄C能够钉扎晶界、细化晶粒, 并能够引入裂纹偏转、分支等增韧机制, 最终实现复相陶瓷的强化及韧化。此外, 利用静态氧化实验, 揭示了B₄C含量对复相陶瓷800~1400 ℃抗氧化性能的影响。当B₄C体积分数不小于20%时, 其氧化生成的玻璃相B₂O₃能够均匀包裹(Zr, Hf)O₂、TiO_x及Ta₂O₅等高熵基体对应的氧化物, 从而在陶瓷表面形成均匀致密的氧化层, 抑制氧向基体内部扩散, 降低氧化层厚度并提升复相陶瓷的抗氧化性能。本工作能够为高熵硼化物陶瓷的力学及抗氧化性能研究提供实验依据和数据支撑。

针对高速飞行器对于防热/承载一体化超高温陶瓷基复合材料的迫切需求, 以及现有反应型HfC先驱体存在的成本高、效率低和致密效果差等不足, 本研究将HfC亚微米粉体配制成稳定的陶瓷浆料, 利用浆料加压浸渍辅助先驱体浸渍裂解(PIP)工艺制备了HfC基体均匀分布的C/HfC-SiC复合材料, 探讨了HfC含量对于复合材料微观结构、力学与烧蚀性能的影响。结果表明, 当HfC实际体积分数为13.1%~20.3%时, 复合材料密度为2.20~2.58 g·cm^-3, 开孔率约为5%。通过单层碳布加压浸渍陶瓷浆料, HfC颗粒能够分散到纤维束内部, 且在复合材料中分布比较均匀。提高HfC含量会降低复合材料纤维含量, 其力学性能也呈现出降低趋势。当HfC体积分数为20.3%时, 复合材料的密度、拉伸强度和断裂韧性分别为2.58 g·cm^-3、147 MPa和9.3 MPa·m^1/2; 经氧乙炔焰烧蚀60 s后, 复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别为0.0062 mm/s和0.005 g/s, 烧蚀过程中形成的熔融相Hf_xSi_yO_z能覆盖在材料表面, 起到良好的保护作用。

高性能结构材料部件在航空航天、交通汽车、电子信息、冶金等领域具有重要的应用价值, 得到了广泛研究。增强结构材料部件整体性能的方法主要包括材料本征性能提升和结构复合设计优化, 但提高单一结构材料的本征力学性能的研究已接近极限。本研究旨在提出周期序构结构材料的理念, 并采用一体化烧结制备出整体性能更好的结构复合材料, 从而探索高性能结构复合材料发展的新范式。通过周期序构化的设计, 构建了兼具陶瓷高硬度和金属强韧性的TiB-Ti功能单元, 设计制备了不同周期序构模式的TiB-Ti高性能结构复合材料。在此基础上, 对这些结构进行了力学性能研究, 并通过分析其断裂模式来探究不同序构模式对材料整体性能的影响。结果表明, 周期序构化可以通过改变材料宏观断裂模式和应力分散特性来提高材料的整体性能。这一研究新范式对其他结构复合材料的结构设计和性能突破具有指导和借鉴意义。对周期序构模式的复杂化探索, 对周期序构结构材料的应用场景探索和其他性能测试研究也将是未来需要重点关注的问题。

连续纤维增韧陶瓷基复合材料以其良好的高温性能而被广泛应用在航空发动机等高温部件处, 但服役过程中容易受到异物碎片冲击, 这受到了广泛关注。研究采用轻气炮对化学气相渗透(CVI)技术制备的2D-SiC/SiC试样进行弹丸冲击, 利用高速摄像机记录冲击过程, 使用光学显微镜和CT观察异物损伤(FOD)的表面和内部结构, 探讨了2D-SiC/SiC复合材料的高速冲击损伤特性。结果表明, 2D-SiC/SiC复合材料的高速冲击损伤形式包括锥形裂纹、层间分层、纤维断裂以及基体压溃等。通过表征损伤发现, 试件背部损伤和边缘处分层损伤由反射拉伸波造成, 随着冲击速度提升, 弹丸与拉伸波共同作用会造成试件穿透, 试件边缘分层损伤减弱。对高速冲击后的试件进行准静态拉伸试验, 明确了剩余力学性能与冲击速度、弹丸直径的关系, 表明剩余拉伸强度是表征冲击损伤程度的有效参数。同时, 采用数字图像相关(DIC)方法获得拉伸过程中的应变分布, 并结合不同弹丸直径、冲击速度冲击后的剩余拉伸强度, 进一步对比探究不同变量对冲击损伤的影响。研究结果表明弹丸直径是高速冲击损伤程度的主要影响因素。

由于原子间存在共价键、金属键与离子键的混合键合状态, MAX相陶瓷兼具金属和陶瓷材料的性能特点, 并且常与金属之间表现出良好的润湿性, 有助于形成强界面结合, 独特的层状原子结构使MAX相陶瓷表现出良好的断裂韧性、阻尼与自润滑性能。因此, 作为金属基复合材料的增强相, MAX相陶瓷具有显著优势, 本文着重介绍相关研究进展。目前, MAX相陶瓷增强金属基复合材料主要通过搅拌铸造、粉末冶金和熔体浸渗等途径制备, 得到的复合材料表现出优于金属基体的强度、硬度与模量, 同时还具备良好的耐磨、导电、抗电弧侵蚀等性能。此外, 借助真空抽滤、冰模板等工艺可实现超细片状MAX相陶瓷粉体的择优定向排列, 然后利用金属熔体浸渗多孔陶瓷骨架, 可获得具有类贝壳结构的MAX相陶瓷增强金属基仿生复合材料, 进一步提升材料的强韧性能。MAX相陶瓷增强金属基复合材料在承载、电接触等应用领域具有显著优势和广阔前景。

碳化硅陶瓷是一种重要工程材料, 但具有一定的脆性, 这限制了其进一步应用。二维石墨烯具有诸多优良特性, 可以作为第二相对碳化硅陶瓷材料进行性能改善。然而石墨烯在陶瓷基体中存在分散性较差等问题, 难以发挥其对陶瓷基体的改性作用。为解决以上问题, 本工作以陶瓷有机前驱体聚碳硅烷和工业可膨胀石墨为原料, 通过前驱体-纳米插层技术制备了少层石墨烯纳米片(GNPs)的体积分数分别为1%、3%和5%的SiC/GNPs陶瓷基复合材料。GNPs在SiC陶瓷基体中呈阵列态平行排布, 显示出极高的取向性; 随着GNPs含量增加, 阵列中GNPs的间距依次递减, 表现出一定的微观组织拓扑可调节性; 加入GNPs显著提高了SiC陶瓷的断裂韧性, 当GNPs含量为3%时, 样品的相对密度为98.5%, 抗弯强度为445 MPa, 断裂韧性达到最高值5.67 MPa·m^1/2, 相比纯SiC陶瓷提高了40%, 由GNPs引发的裂纹偏转与桥连是主要的增韧机制。而进一步提高GNPs含量, 断裂韧性下降至4.37 MPa·m^1/2。这种含有石墨烯阵列的复合材料可以用于新型“结构-功能一体化”SiC基陶瓷器件的设计与开发。

高速飞行器中的陶瓷基复合材料结构在服役过程中不可避免地会遇到低速冲击问题, 低速冲击后的损伤形式以及剩余承载能力是影响飞行器结构安全的关键问题。本研究以二维编织SiC/SiC复合材料板件为研究对象, 在不同能量下开展了低速冲击试验, 分析了低速冲击载荷下试验件的表面损伤状态, 通过计算机断层扫描技术观察了试验件内部的损伤形貌, 结合冲击过程中的冲击响应曲线以及应变历史曲线, 分析了SiC/SiC复合材料低速冲击过程的损伤机理。针对含勉强目视可见损伤的试验件开展了冲击后剩余强度试验, 研究了勉强目视可见损伤对SiC/SiC复合材料剩余承载性能的影响。结果表明, 在低速冲击载荷的作用下, 试验件的表面损伤主要包括无表面损伤、勉强目视可见损伤、半穿透损伤以及穿透损伤, 试验件的内部损伤主要有锥形体裂纹、纱线断裂以及分层损伤。低速冲击损伤会严重影响SiC/SiC复合材料的剩余性能, 虽然试验件损伤勉强目视可见，但其剩余压缩强度为无损件81%, 剩余拉伸强度仅为无损件的68%。

AlN-SiC复相陶瓷力学性能好、导热性与抗高温氧化性能优异, 作为纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料具有良好的应用前景。本研究以Si-Al合金为熔渗介质, 多孔C-Si₃N₄为熔渗预制体, 对低温反应熔渗制备AlN-SiC复相陶瓷及其性能展开研究。研究发现Si-Al合金形态对反应熔渗过程存在着重要的影响: 以Si-Al合金粉末作为熔渗介质时, 反应熔渗过程中在Si-Al/C-Si₃N₄界面处将原位形成一层致密的Al-O阻挡层, 从而严重阻碍Si-Al熔体向C-Si₃N₄预制体内部的渗透, 使反应熔渗过程难以进行；以Si-Al合金锭作为熔渗介质时, Si-Al熔体可以深入渗透到多孔C-Si₃N₄预制体内部, 并通过进一步反应, 原位形成致密的AlN-SiC复相陶瓷。材料性能测试表明, 所得材料的力学和热学性能与其内部残余硅含量关系密切。随着残余硅含量降低, 材料强度明显提升, 而热导率有所下降。含质量分数4%残余硅的AlN-SiC复相陶瓷, 抗弯强度达到320.1 MPa, 热导率达26.3 W·m^-1·K^-1, 材料的强度几乎与传统反应烧结SiC陶瓷相当, 并深入探讨了出现上述现象的本质原因。本研究对低温熔渗工艺制备SiC_f/AlN-SiC复合材料具有重要的指导意义。

低密度C/C多孔体的结构与性能调控是制备具有优异摩擦磨损性能的C/C-SiC复合材料的关键。本研究采用化学气相渗积法制备了C/C多孔体, 并对其进行2100 ℃高温热处理, 再通过反应熔渗法制备了C/C-SiC复合材料, 研究了C/C多孔体高温热处理对C/C-SiC复合材料微观结构、导热性能和摩擦磨损性能的影响。结果表明, 经2100 ℃热处理的C/C多孔体孔隙率和石墨化程度增加, 用其制备的C/C-SiC复合材料比C/C多孔体未经热处理的密度更大(2.22 g/cm³), 孔隙率由5.1%降低至3.4%, SiC陶瓷相含量比热处理前提高11.9%。石墨化程度越高，声子的平均自由程越大, 因此其室温的导热率提升到3.1倍, 1200 ℃导热率提升到1.2倍。经过热处理的热解炭更软, 摩擦面易形成连续且稳定的摩擦膜, 因此摩擦系数更稳定, 并且在测试载荷为3、6和9 N下磨损率均显著降低, 下降幅度达到47.8%、41.9%和11.7%, 平均摩擦系数分别为0.47、0.38和0.39。综上所述, 对C/C多孔体进行高温热处理可使C/C-SiC复合材料的导热性能提升, 更耐磨并且表现出更稳定的摩擦系数。

为研究以高膨胀系数的陶瓷为涂层, 低膨胀系数的陶瓷为基体的预应力陶瓷的高温力学性能, 本工作以氧化锆为涂层, 氧化铝为基体, 制得表层为拉应力的“三明治”结构ZrO₂-Al₂O₃(简称ZcAs)预应力陶瓷。同时选用基体与涂层截面比值相近的Al₂O₃-ZrO₂(简称AcZs)预应力陶瓷、纯ZrO₂和纯Al₂O₃陶瓷为参照样。结合不同温度下的弯曲强度测试结果及维氏压痕结果, 阐明预应力的存在形式及其对裂纹扩展行为的影响, 并研究预应力的温度依赖性。结果表明: ZcAs预应力陶瓷的表层受拉应力, 基体受压应力; 而AcZs预应力陶瓷的表层受压应力, 基体受拉应力。由于拉应力能够促进裂纹扩展, 而压应力能够抑制裂纹扩展, 因此室温下, ZcAs的强度比纯Al₂O₃陶瓷降低13.2%, 而AcZs的强度比纯ZrO₂陶瓷提高25.0%。此外, 无论表层是拉应力还是压应力, 都随着温度升高而降低, 这主要归因于高温导致的预应力松弛。

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC_f/SiC)是发展先进航空发动机的关键材料, 航空发动机长时服役要求材料具有优异的高温蠕变性能。本工作研究了平纹编织Cansas-II碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(2D-SiC_f/SiC)在空气中的高温蠕变行为, 蠕变温度为1200~1400 ℃, 应力水平为80~140 MPa。利用扫描电子显微镜(SEM)观察了2D-SiC_f/SiC复合材料的微观组织和断口形貌, 使用能谱分析仪(EDS)进行了成分分析。结果表明: 当蠕变应力低于比例极限应力(σ_PLS)时, 2D-SiC_f/SiC的蠕变断裂时间超过500 h, 稳态蠕变速率为1×10^-10~5×10^-10 /s, 蠕变行为由基体和纤维共同控制。当蠕变应力高于σ_PLS时, 复合材料的基体、纤维和界面均发生氧化, 蠕变断裂时间显著降低, 稳态蠕变速率提高一个数量级, 蠕变行为主要由纤维控制。

碳化硅陶瓷基复合材料以其高比强度、高比模量、高导热、良好的耐烧蚀性能、高温抗氧化性、抗热震性能等特性, 广泛应用于航空航天、摩擦制动、核聚变等领域, 成为先进的高温结构及功能材料。本文综述了高导热碳化硅陶瓷基复合材料制备及性能等方面的最新研究进展。引入高导热相, 如金刚石粉、中间相沥青基碳纤维等用以增强热输运能力; 优化热解炭炭与碳化硅基体界面用以降低界面热阻; 热处理用以获得结晶度更高、导热性能更好的碳化硅基体; 设计预制体结构用以建立连续导热通路等方法, 提高碳化硅陶瓷基复合材料的热导率。此外, 本文展望了高导热碳化硅陶瓷基复合材料后续研究方向, 即综合考虑影响碳化硅陶瓷基复合材料性能要素, 优化探索高效、低成本的制备工艺; 深入分析高导热碳化硅陶瓷基复合材料导热机理, 灵活运用复合材料结构与性能的构效关系, 以期制备尺寸稳定、具有优异热物理性能的各向同性高导热碳化硅陶瓷基复合材料。

碳化硅纤维增强碳化硅(SiC_f/SiC)复合材料具有低中子毒性、耐中子辐照和耐高温氧化等特性, 成为先进核能系统重要的候选结构材料。近年来, 国内外学术界和工业界针对核用SiC_f/SiC复合材料开展了大量研究工作, 取得了一系列重要的研究进展。针对SiC_f/SiC复合材料面向核用所关注的重点方向, 如核用SiC纤维、纤维/基体界面相、复合材料制备工艺、数值仿真、腐蚀行为和表面防护、连接技术以及辐照损伤等方面, 本文进行了综述和讨论, 并针对核用要求指出了SiC_f/SiC复合材料存在的主要问题和可能的解决思路, 希望对该材料的进一步研发和最终应用有所裨益。

构建多孔碳化硅纳米线(SiCNWs)网络并控制化学气相渗透(CVI)过程,可设计并获得轻质、高强度和低导热率SiC复合材料。首先将SiCNWs和聚乙烯醇(PVA)混合,制备具有最佳体积分数(15.6%)和均匀孔隙结构的SiCNWs网络;通过控制CVI参数获得具有小而均匀孔隙结构的SiCNWs增强多孔SiC(SiCNWs/SiC)陶瓷基复合材料。SiC基体形貌受沉积参数(如温度和反应气体浓度)的影响,从球状颗粒向六棱锥颗粒形状转变。SiCNWs/SiC陶瓷基复合材料的孔隙率为38.9%时,强度达到(194.3±21.3) MPa,导热系数为(1.9 ± 0.1) W/(m∙K),显示出增韧效果,并具有低导热系数。

碳化硅纳米线具有优异的电磁吸收性能, 三维网络结构可以更好地使电磁波在空间内被多次反射和吸收。通过抽滤的方法制备得到体积分数20%交错排列的碳化硅纳米线网络预制体。然后采用化学气相渗透工艺制备热解炭界面和碳化硅基体, 并通过化学气相渗透和前驱体浸渍热解工艺得到致密的SiCNWs/SiC陶瓷基复合材料。甲烷和三氯甲基硅烷分别是热解炭和碳化硅的前驱体, 随着热解碳质量分数从21.3%增加到29.5%, 多孔SiCNWs预制体电磁屏蔽效率均值在8~12 GHz (X)波段从9.2 dB增加到64.1 dB。质量增重13%的热解碳界面修饰的SiCNWs/SiC陶瓷基复合材料在X波段平均电磁屏蔽效率达到37.8 dB电磁屏蔽性能。结果显示, SiCNWs/SiC陶瓷基复合材料在新一代军事电磁屏蔽材料中具有潜在应用前景。

采用前驱体浸渍热解(PIP)工艺制备了ZrC-SiC、ZrB₂-ZrC-SiC和HfB₂-HfC-SiC复相陶瓷基复合材料, 复合材料中的超高温陶瓷相均呈现出亚微米/纳米均匀弥散分布的特征, 对比研究了上述材料在大气等离子和高温电弧风洞考核环境中的超高温烧蚀行为。研究结果表明, 超高温复相陶瓷基复合材料相比传统的未改性SiC基复合材料, 烧蚀后复合材料表面原位生成了固液两相致密氧化膜, 两相协同作用实现了抗冲蚀和抗氧化的效果, 对液相SiO₂的流失起到了阻碍作用, 提升了材料的超高温烧蚀性能。在此基础上, 提出了设计超高温复相陶瓷基复合材料应考虑的因素。上述研究结果对陶瓷基复合材料在超高温有限寿命领域的应用具有一定的指导意义。

研究针对不同服役环境下2D SiC/SiC复合材料的电阻率特性进行了研究。从1300 ℃降至室温的无氧环境中, 复合材料的电阻率随温度降低而增大; 借助曲线拟合, 建立了电阻率与温度之间的映射关系。在1300 ℃空气环境中氧化20和60 h后, 由于PyC界面层和SiC基体的氧化, 复合材料的导电性显著降低; 以SiO₂的含量定量表征氧化程度, 建立了电阻率与氧化损伤之间的映射关系。复合材料的电阻率和应力随应变的变化趋势相似, 电阻率变化率和刚度随应变的变化趋势相反。在线性阶段, 基体开裂数量极少, 刚度几乎不变, 电阻率缓慢增大; 在非线性阶段, 基体开裂数量增加较快, 造成刚度降低, 电阻率快速增大; 后半段的基体裂纹数量缓慢增多, 刚度和电阻率变化率趋于平稳。

Si₃N₄-BN-SiC复合材料以其良好的力学性能和抗氧化性能而具有良好的工程应用前景。本研究以Si、Si₃N₄稀释剂、B₄C和Y₂O₃为原料, 采用燃烧合成法成功制备了Si₃N₄-BN-SiC复合材料。通过Si、B₄C和N₂气之间的反应, 在Si₃N₄陶瓷中原位引入BN和SiC, 制备的Si₃N₄-BN-SiC复合材料由长棒状的β-Si₃N₄和空心球形复合材料组成。实验研究了空心球微结构的形成机理, 结果表明, 生成的SiC、BN颗粒及玻璃相覆盖在原料颗粒上, 当原料颗粒反应完全时, 形成空心球形微结构。并进一步研究了B₄C含量对Si₃N₄-BN-SiC复合材料力学性能的影响。原位引入SiC和BN在一定程度上可以提高复合材料的力学性能。当B₄C添加量为质量分数0~20%时, 获得了抗弯强度为28~144 MPa、断裂韧性为0.6~2.3 MPa·m ^1/2, 杨氏模量为17.4~54.5 GPa, 孔隙率为37.7%~51.8%的Si₃N₄-BN-SiC复合材料。

本研究探讨了碳化硼原料颗粒尺寸对反应结合碳化硼复合材料相组成、结构与性能的影响。研究结果表明:颗粒级配可以使粉体堆积更加密实, 有效提高压制坯体的体积密度, 最终降低复合材料中游离Si的含量; 加入粗颗粒可减缓B₄C与Si的反应, 减少SiC相的生成; 当原料中粒径为3.5、14、28、45 μm的B₄C粉体按质量比为1.5 : 4 : 1.5 : 3配比时, 所制备的复合材料维氏硬度、抗弯强度、断裂韧性和体积密度分别为(29±5) GPa、(320±32) MPa、(3.9±0.2) MPa·m^1/2和2.51 g/cm³。在制备复合材料过程中减缓B₄C与Si反应速度、减少游离Si的含量和缩小Si区域尺寸是其性能升高的主要原因。

以Cu-2.67Ni钎料, 采用钎焊工艺获得了SiC/SiC复合材料-哈氏合金异质接头, 并研究了其在800 ℃的FLiNaK熔盐中的腐蚀行为。利用不同手段表征了接头微观结构和氟熔盐腐蚀行为。结果表明, Ni、Cr、Mo等合金元素以及SiC中的Si元素发生互扩散。Cr元素替代Ni元素, 在焊料-复合材料界面富集并形成不连续碳化物层。高温钎焊加速Ni扩散并侵蚀SiC, 低温钎焊导致焊料熔融不充分。钎焊过程中的元素扩散改变了哈氏合金的组成,导致其耐腐蚀性能恶化。Cr与Si的选择性溶出导致钎焊接头及合金的腐蚀损伤, 这与热力学计算结果一致。

氧化物陶瓷纤维具有优良的耐高温和抗氧化性能, 是航空航天领域用复合材料增强相的重要候选材料。高温拉伸性能是氧化物陶瓷纤维在极端环境应用的关键评价指标之一, 但相关报道较少。本工作研究了国产550级纤维的高温拉伸性能和热处理后的室温拉伸性能, 探讨了纤维的拉伸性能与其物相和显微结构的演变关系和内在机理, 并与Nextel 720和CeraFib纤维的高温拉伸性能进行了对比。结果表明, 国产SIC550纤维复丝和单丝在1100 ℃以下具有相对较高的拉伸强度和拉伸强度保持率, 由于纤维中无定形SiO₂的高温热稳定性较差, 对纤维1200 ℃以上的高温拉伸性能产生明显不利的影响; 通过在临界相转变温度(1300 ℃)对纤维进行热处理来形成莫来石相, 可在一定程度上改善纤维在1250~1400 ℃的高温拉伸性能。考虑到不同标距的影响, SIC550纤维在1100 ℃的高温拉伸强度(883 MPa)与Nextel 720 (1000 MPa)和CeraFib纤维(940 MPa)接近。