摘要：連續(xù)碳化硅（SiC）纖維增韌的 SiC/SiC 復(fù)合材料由連續(xù) SiC 纖維、界面層和 SiC 基體組成，具有高強(qiáng)度、高韌性、低密度、耐高溫、抗氧化等一系列優(yōu)異性能，是理想的航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端構(gòu)件材料。在力、熱、水、氧、燃?xì)鉀_刷、異物沖擊等多種因素的影響下，SiC/SiC 復(fù)合材料具有復(fù)雜的斷裂和腐蝕失效行為。隨著 SiC/SiC 復(fù)合材料的廣泛應(yīng)用，針對(duì)其疲勞和蠕變失效機(jī)制的研究變得越來(lái)越重要。近年來(lái)，聲發(fā)射、數(shù)字圖像相關(guān)、電阻監(jiān)測(cè)、原位 CT 和 SEM 等新的檢測(cè)手段在 SiC/SiC 復(fù)合材料上的應(yīng)用，有助于進(jìn)一步闡明其在力學(xué)實(shí)驗(yàn)中裂紋萌生和發(fā)展過(guò)程以及發(fā)生最終破壞的機(jī)理。
關(guān)鍵詞：碳化硅；復(fù)合材料；損傷演化；失效連續(xù) SiC 纖維增韌的 SiC 基復(fù)合材料（SiC/SiC復(fù)合材料）是以連續(xù)束絲 SiC 纖維為增韌體、氮化硼（BN）或熱解碳（PyC）等為界面層，熔融滲硅（ MI） 、 化 學(xué) 氣 相 滲 透 （ CVI） 、 先 驅(qū) 體 浸 漬 裂 解（PIP）等工藝制備的 SiC 為基體的新型復(fù)合材料，具有高強(qiáng)度、高韌性、低密度、耐高溫、抗氧化、抗蠕變以及較高的熱導(dǎo)率和較低的熱膨脹系數(shù)等一系列優(yōu)異特征，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)熱端材料、核燃料包殼管等方面擁有廣泛的應(yīng)用前景。美國(guó) GE 航空的 HiPerCompTM SiC/SiC 復(fù)合材料已應(yīng)用于 LEAP 系列發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓渦輪外環(huán)；根 據(jù) GE 官 網(wǎng) 的 報(bào) 道 ， 2020 年 取 得 FAA 認(rèn) 證 的GE9X 發(fā)動(dòng)機(jī)更采用了一級(jí)高壓渦輪外環(huán)、一級(jí)和二級(jí)高壓渦輪噴嘴以及燃燒室內(nèi)環(huán)和外環(huán)等五種SiC/SiC 復(fù)合材料構(gòu)件。
材料的失效類(lèi)型主要包括斷裂、腐蝕和磨損等。 SiC/SiC 復(fù)合材料的失效主要表現(xiàn)為在載荷、高溫、異物沖擊、氧化、摩擦等單因素或多因素作用下發(fā)生的斷裂、腐蝕和磨損。 SiC/SiC 復(fù)合材料具有多種組分，每種組分相比 SiC 或六方氮化硼（h-BN）等純陶瓷材料有很大的不同，不同組分可以多種方式組成復(fù)合材料，因此 SiC/SiC 復(fù)合材料具有因材料組成和制備工藝而異的失效行為。同時(shí)，SiC/SiC 復(fù)合材料的服役環(huán)境十分復(fù)雜，已開(kāi)展了很多高溫水氧或燃?xì)猸h(huán)境下的長(zhǎng)時(shí)力學(xué)實(shí)驗(yàn)，研究 SiC/SiC 復(fù)合材料在力、熱、水、氧以及高速氣流等綜合作用下的損傷演化和失效機(jī)理，以達(dá)到監(jiān)測(cè) SiC/SiC 復(fù)合材料性能衰減并預(yù)測(cè)其剩余服役壽命的目的。由于 SiC/SiC 復(fù)合材料磨損失效行為的專(zhuān)門(mén)研究還比較少，本文重點(diǎn)討論 SiC/SiC復(fù)合材料的斷裂失效和腐蝕失效。
1.1
SiC/SiC 復(fù)合材料從損傷發(fā)生到最終破壞主要經(jīng)歷基體橫向開(kāi)裂、層間開(kāi)裂、纖維束與基體分離、纖維束內(nèi)基體開(kāi)裂、纖維斷裂與拔出等損傷模式。裂紋萌生、擴(kuò)展直至發(fā)生破壞的方式同纖維預(yù)制體結(jié)構(gòu)或鋪層方式、界面層的類(lèi)型及其與纖維和基體的結(jié)合強(qiáng)度、基體缺陷等密切相關(guān)。表面和界面缺陷、內(nèi)容物和孔洞、人工狹縫或缺口尖端、編織結(jié)節(jié)等應(yīng)力集中部位容易成為裂紋萌生點(diǎn)，如圖 2 所示。由于缺陷的廣泛存在，基體裂紋往往在比例極限以下即可發(fā)生；但是在很低應(yīng)力水平下發(fā)生的基體裂紋并不一定直接影響材料的性能。
1.2
SiC/SiC 復(fù)合材料在使用過(guò)程中受到砂石、金屬等異物沖擊可能導(dǎo)致表面損傷、產(chǎn)生裂紋甚至被擊穿，這與材料本身的結(jié)構(gòu)和性能、異物沖擊的速率等因素密切相關(guān)。 SiC/SiC 復(fù)合材料的異物沖擊實(shí)驗(yàn)主要考核材料抵抗高速鋼球或其他顆粒垂直沖擊的能力。 Choi和 Bhatt 等評(píng)估了料漿澆注-熔滲（slurry cast-MI）工藝 SiC/SiC 復(fù)合材料抗1.59 mm 鋼球沖擊的能力，室溫及 1316 ℃ 空氣環(huán)境實(shí)驗(yàn)表現(xiàn)出了相似的破壞機(jī)制。當(dāng)沖擊速率為115 m/s 時(shí)，材料未表現(xiàn)出明顯的內(nèi)部損傷，力學(xué)性能也未發(fā)生衰減。隨著沖擊速率的增加，內(nèi)部損傷加劇并且力學(xué)性能開(kāi)始衰減。當(dāng)速率 > 300 m/s時(shí)，鋼球能夠擊穿材料，材料的強(qiáng)度保留率約為50%。主要的內(nèi)部損傷類(lèi)型包括分層、纖維斷裂及基體剪切斷裂。背面僅有部分支撐的樣品，除發(fā)生前面接觸損傷，還發(fā)生背面應(yīng)力損傷，受到的破壞比具有背面具有全部支撐的樣品更嚴(yán)重。 Presby等表征并模擬了沖擊速率 340 m/s 的 1.59 mm鋼球?qū)ζ矫婧颓?nbsp;MI SiC/SiC 復(fù)合材料的損傷。結(jié)果表明，平板件的損傷要比曲面形件嚴(yán)重得多，平板件最大的損傷發(fā)生在背面，而曲面形件最大的損傷在前面。 Kedir 等評(píng)估了 9 種 SiC/SiC 復(fù)合材料室溫下受到 200 m/s 或 300 m/s 不同粒度（120～210 μm 以及 60～90 μm）石榴石顆粒的沖擊腐蝕情況，結(jié)果表明，性能衰退速度的主要決定因素包括密度、基體硬度及彈性模量。 Presby 等研究了沖擊速率 350 m/s 的 1.59 mm 碳化鎢（WC）顆粒對(duì)3D SiC/SiC 復(fù)合材料造成的損傷，結(jié)果表明，正交聯(lián)鎖樣品相對(duì)多層聯(lián)鎖和角聯(lián)鎖樣品耐沖擊能力更強(qiáng)。
1.3
疲勞是指材料在循環(huán)載荷的作用下失效的現(xiàn)象，而這一載荷可以遠(yuǎn)低于材料的極限拉伸強(qiáng)度。疲勞是材料失效最常見(jiàn)的原因。作為一種工程上應(yīng)用的熱結(jié)構(gòu)材料，SiC/SiC 復(fù)合材料在服役過(guò)程中將不可避免地承受循環(huán)載荷的作用并產(chǎn)生損傷累積，當(dāng)累積的疲勞損傷達(dá)到一定程度后將會(huì)導(dǎo)致突然斷裂失效，給安全使用帶來(lái)嚴(yán)重威脅。已有研究表明，SiC/SiC 復(fù)合材料的疲勞性能受多種因素的影響，如基體類(lèi)型、零件孔結(jié)構(gòu)、測(cè)試條件和環(huán)境因素等，并表現(xiàn)出不同的疲勞失效機(jī)制。
1.3.1 材料組成的影響
致密的基體可以更有效地抵御氧氣和水蒸氣等對(duì)界面層和纖維的侵蝕，為 SiC/SiC 復(fù)合材料帶來(lái)較高的疲勞極限。 Kim 等 研究了料漿澆注-熔滲工藝制備的孔隙率約為 8% 的 SiC/SiC 復(fù)合材料及預(yù)浸料-熔滲（prepreg-MI）工藝制備的孔隙率 <1% 的 SiC/SiC 復(fù)合材料在燃?xì)猸h(huán)境下的疲勞行為，發(fā)現(xiàn)后者更不易發(fā)生氧化，疲勞極限更高。
在基體中引入自愈合相也可以提高 SiC/SiC 復(fù)合材料的疲勞極限。 Ruggles-Wrenn 等研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于由 CVI 工藝和 MI 工藝制備的純 SiC 基復(fù)合材料，在卸載的過(guò)程中，氧化反應(yīng)產(chǎn)生的氣體從基體中釋放出來(lái)，在重新加載時(shí)，氧化物則再次通過(guò)基體裂紋進(jìn)入材料內(nèi)部，氧化造成的基體裂紋增長(zhǎng)是材料壽命限制機(jī)制。相反，由 CVI 工藝制備的具有多層交替結(jié)構(gòu)的 SiC-B4C 自愈合基體，能夠捕捉氧并與之反應(yīng)生成可流動(dòng)的氧化相從而使基體裂紋愈合，能夠有效阻止纖維和界面的進(jìn)一步退化，該基體類(lèi)型材料的疲勞破壞主要取決于纖維。
SiC/SiC 復(fù)合材料零件的孔結(jié)構(gòu)也會(huì)引起疲勞性能的變化。 Zhang 等研究了帶有氣膜冷卻孔的的 3D 編織 SiC/SiC 復(fù)合材料在 1350 ℃ 空氣中的疲勞性能，孔分布分別按矩形排列和三角形排列設(shè)計(jì)，單孔直徑均為 0.5 mm。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)冷卻孔幾乎不影響材料的極限拉伸強(qiáng)度，但是疲勞壽命卻隨著冷卻孔數(shù)量的增加而下降，冷卻孔對(duì)疲勞性能的影響主要源于孔周?chē)w維的氧化和脆化；孔分布呈三角形排列的試樣疲勞性能最低，其斷面上大多數(shù)纖維發(fā)生氧化并脆化，原因是該排列方式影響了基體裂紋的形成和擴(kuò)展。
1.3.2 測(cè)試條件的影響
應(yīng)力水平、加載頻率和實(shí)驗(yàn)溫度等均會(huì)影響疲勞失效機(jī)制。 Luo 等揭示了高溫空氣環(huán)境中不同應(yīng)力水平下 PIP SiC/SiC 的疲勞破壞機(jī)制。在應(yīng)力高于比例極限時(shí)，基體中快速萌生的裂紋導(dǎo)致彈性模量迅速下降，然后纖維承擔(dān)了大量載荷；在應(yīng)力低于疲勞極限時(shí)，基體中產(chǎn)生的橫向裂紋是主要疲勞損傷機(jī)制，測(cè)試過(guò)程中，彈性模量幾乎保持不變，基體承載了主要載荷；當(dāng)應(yīng)力水平位于疲勞極限和比例極限之間時(shí)，則由基體和纖維共同承載。Ruggles-Wrenn 等發(fā)現(xiàn)，1200 ℃ 空氣環(huán)境中 CVISiC/SiC 復(fù)合材料疲勞極限隨著加載頻率的增大而降低。 Ikarashi 等 對(duì)正交 3D 編織 SiC/SiC 的研究發(fā)現(xiàn)，在 1100 ℃ 空氣環(huán)境中，氧化引起的界面剪切強(qiáng)度大幅下降是造成疲勞失效的原因。 Bertrand等研究了燃?xì)猸h(huán)境中實(shí)驗(yàn)溫度對(duì) SiC/SiC 復(fù)合材料疲勞性能的影響：隨著溫度的升高，材料的疲勞性能逐漸衰減，在 1250 ℃ 和 1350 ℃ 下，施加應(yīng)力分別為 125 MPa、90 MPa 時(shí)，疲勞壽命均能超過(guò)25 h（90000 次循環(huán)）；而在 1480 ℃ 下，由于氧化和腐蝕過(guò)于強(qiáng)烈，造成試樣出現(xiàn)大量消耗，即使未施加任何載荷，其壽命也僅有 16.7 h。
1.3.3 環(huán)境因素的影響
1.4
SiC/SiC 復(fù)合材料用于高溫部件時(shí)必須充分考慮其蠕變性能，以防止高溫服役過(guò)程中材料在部件預(yù)期壽命內(nèi)出現(xiàn)過(guò)度變形或提前失效，與疲勞性能一樣，影響 SiC/SiC 復(fù)合材料蠕變性能的因素同樣有材料組成、實(shí)驗(yàn)條件、環(huán)境因素等。
1.4.1 材料組成的影響
研究了不同纖維編織結(jié)構(gòu)的 MI SiC/SiC 復(fù)合材料的拉伸蠕變行為，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)拉伸方向上軸向纖維體積分?jǐn)?shù)越高，材料蠕變斷裂強(qiáng)度越高。
1.4.2 測(cè)試條件的影響
SiC/SiC 復(fù)合材料的蠕變性能往往隨著測(cè)試溫度和應(yīng)力水平增加而下降。研究發(fā)現(xiàn)隨著溫度和應(yīng)力的不斷增加，2D SiC/SiC 復(fù)合材料的蠕變斷裂時(shí)間縮短，穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大；基體開(kāi)裂、界面脫粘和纖維蠕變成為材料蠕變損傷的主要模式。SiC 纖維的微觀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性影響了材料的蠕變性能，當(dāng)溫度由 1200 ℃ 升高至 1400 ℃ 時(shí)，纖維晶粒顯著增大，結(jié)晶度提高，材料抗蠕變性能急劇下降。 Racle 等的持久實(shí)驗(yàn)載荷在 0 到最大值之間循環(huán)，最大值在 18%～84% 極限拉伸強(qiáng)度之間，每106 次循環(huán)增加 6%。循環(huán)加載載荷在 30% 極限拉伸強(qiáng)度以上時(shí)，對(duì)破壞和材料壽命有顯著的影響。
1.4.3 環(huán)境因素的影響
環(huán)境中的氧氣對(duì) SiC/SiC 復(fù)合材料持久壽命具有顯著的影響，真空和純凈惰性氣氛下的持久壽命明顯優(yōu)于空氣或其他含氧氣氛下的持久壽命。有顯著的影響，真空和純凈惰性氣氛下的持久壽命明顯優(yōu)于空氣或其他含氧氣氛下的持久壽命。Morscher 等對(duì)比研究了 SiC/SiC 復(fù)合材料在空氣、氬氣氣氛以及真空三種不同環(huán)境下的持久壽命，發(fā)現(xiàn)在 1204 ℃ 下，當(dāng)施加應(yīng)力為 220 MPa 時(shí)，空氣和氬氣環(huán)境下的持久壽命為 17～ 154 h，而真空條件下則超過(guò) 了 500 h；當(dāng)應(yīng)力繼續(xù)增加至248 MPa 時(shí)，空氣氣氛中的持久壽命降至 0.5～ 3.5 h，而真空條件下的是 188～ 469 h。進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，氬氣氛中含有的微量氧氣（體積分?jǐn)?shù) 0.002%）使基體開(kāi)裂處纖維、界面層以及基體發(fā)生氧化，進(jìn)而導(dǎo)致了纖維-纖維之間和/或纖維-基體之間的強(qiáng)界面結(jié)合，使得材料的失效時(shí)間降低至與空氣環(huán)境下相當(dāng)?shù)乃?。?duì)于在真空中測(cè)試的試樣，在斷面上未觀察到明顯的氧化跡象，BN 界面層一直存在，并且在纖維/界面層之間或界面層/基體之間可觀察到明顯的剝離和纖維拔出。 Godin 等的研究表明，在載荷高于基體開(kāi)裂水平的中高溫持久實(shí)驗(yàn)中，持續(xù)加載考核的主要是空氣氧化的影響。斷裂時(shí)間隨加載應(yīng)力的提高而變短，并遵循傳統(tǒng)的指數(shù)定律：
2.1
氣相的 SiO 揮發(fā)后材料失重。當(dāng)氧含量較高時(shí)，發(fā)生鈍化氧化，反應(yīng)方程式為：
材料增重，并且生成的 SiO2 能夠在低于其熔點(diǎn)的溫度（1723 ℃ ）阻止氧氣對(duì) SiC 的進(jìn)一步氧化。在鈍化氧化過(guò)程中，SiO2 層生成后，氧化主要通過(guò)以下步驟進(jìn)行：（1）氧氣分子通過(guò)擴(kuò)散作用通過(guò)SiO2 層，進(jìn)而到達(dá) SiC 表面；（2）氧氣與SiC 在界面處發(fā)生反應(yīng)；（3）生成的 CO 氣體通過(guò)擴(kuò)散作用逸出。
相比 SiC，SiC/SiC 復(fù)合材料的氧化失效行為更加復(fù)雜，同時(shí)包含纖維、界面層與基體的氧化，并且氧化行為與溫度、纖維類(lèi)型、界面層類(lèi)型及基體的制備方法密切相關(guān)。
多名學(xué)者研究了 SiC/SiC 復(fù)合材料的氧化行為與溫度的關(guān)系。 Zhao 等研究了 800～1200 ℃下 SiC-SiBC 基復(fù)合材料的氧化行為。 800 ℃ 氧化100 h 后，h-BN 界面層和 SiC 纖維不能被有效保護(hù)，強(qiáng)度降低幅度較大；更高溫度氧化時(shí)，由于SiC 封閉涂層裂紋的閉合及 SiBC 基體氧化形成的玻璃相能夠封填裂紋，因此可以有效抑制氧的擴(kuò)散，使得界面層與纖維得到保護(hù)，強(qiáng)度幾乎不下降 。 Tan 等研究了PIP 工藝的SiC/BN/SiBCN在 1350～ 1650 ℃ 空氣條件下氧化行為。1350 ℃氧化 50 h 與 100 h 后，材料的強(qiáng)度保留率分別為52% 與 54%，1500 ℃ 氧化5 h 后，材料的強(qiáng)度保留率為 46%。氧化過(guò)程分為三個(gè)主要步驟：（1）復(fù)合材料的表面與氧氣形成完整的氧化物層，材料增重；（2）氧化物層起到阻擋氧氣侵入的作用并且揮發(fā)性產(chǎn)物開(kāi)始以氣體形式揮發(fā)，材料減重；（3）氧氣穿過(guò)阻擋層并與復(fù)合材料發(fā)生反應(yīng)，同時(shí)揮發(fā)性產(chǎn)物在材料表面揮發(fā)，質(zhì)量變化在此階段為對(duì)數(shù)形式。
材料的氧化行為不僅與高溫氧化溫度密切相關(guān)，還與材料的低溫暴露歷史相關(guān)。 Diaz 等首先將 SiC/SiC 復(fù)合材料在 800 ℃ 中加熱 500 h，然后在 65 ℃ 低溫潮濕環(huán)境（相對(duì)濕度 95%）中暴露500 h，最后將樣品在 800 ℃ 空氣中加熱 15 min。結(jié)果表明，t-BN 界面層在這一環(huán)境下退化很快，界面剪切強(qiáng)度和摩擦力下降約 90%，進(jìn)而導(dǎo)致了力學(xué)強(qiáng)度的顯著下降。界面層失效致使氧氣及其他組分能夠更深入地與材料內(nèi)部發(fā)生反應(yīng)，因此在再次升溫過(guò)程中材料性能發(fā)生顯著下降。
氧氣通道的存在會(huì)加速氧化過(guò)程。氧化通道可能由纖維與基體的熱膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的裂紋形成，或者由基體在外力作用下的開(kāi)裂形成，也可能由界面層的氧化失重所形成。 Sun 等分別采用熱膨脹系數(shù)為 5.1 × 10–6k–1 與 4.0 × 10–6k–1 的SiC 纖維制備復(fù)合材料。高熱膨脹系數(shù)纖維制備出的復(fù)合材料在 800 ℃ 、1000 ℃ 及 1200 ℃ 氧化后質(zhì)量略有增加，強(qiáng)度保留率分別為 109.6%、103.2%與 102.9%，這是由于高熱膨脹系數(shù)纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料中纖維與 SiC 封閉涂層的熱膨脹系數(shù)匹配性較好，因此在涂層中幾乎未發(fā)現(xiàn)裂紋，阻止了氧氣對(duì)纖維造成的侵蝕，并且氧化后強(qiáng)度保留率較高。 Wing 等研究了 HiPerCompTM SiC/SiC 復(fù)合材料中 BN 界面層的氧化情況。將復(fù)合材料表面暴露在 1200～1285 ℃ 空氣環(huán)境中，氧氣可以沿著SiC 纖維表面的 BN 界面層侵入材料內(nèi)部，界面層起到了氧氣通道的作用。在相同溫度與時(shí)間，基體表面僅能形成幾微米的氧化層，在 BN 界面層上卻可以滲入數(shù)百微米，這表明 B2O3 的形成有助于氧氣的擴(kuò)散。孤立纖維表面的界面層與相互粘連界面層的氧化情況相似，厚界面層的侵蝕則比薄界面層嚴(yán)重得多。
SiC/SiC 復(fù)合材料在水氧環(huán)境下，除了與氧氣發(fā)生反應(yīng)外，還會(huì)與水蒸氣發(fā)生反應(yīng)，其中 SiC 基體的反應(yīng)通常是：
Mall 等研究了不同溫度水氧環(huán)境下的SiC/SiC 復(fù)合材料的退化機(jī)制，發(fā)現(xiàn)在 400 ℃ 和950 ℃ 下 BN 界面層主要表現(xiàn)為開(kāi)裂、退化和揮發(fā)等形式的損傷；而 750 ℃ 下BN 會(huì)形成硼硅酸玻璃，導(dǎo)致纖維出現(xiàn)粉化，復(fù)合材料性能衰減得更嚴(yán)重。潮濕氧化環(huán)境對(duì) BN 界面層比對(duì) PyC 界面層的破壞性更強(qiáng)。 Lu 等利用 CT 觀察發(fā)現(xiàn)，在潮濕氧化環(huán)境后，SiC/SiC 復(fù)合材料中的 BN 界面層受到明顯破壞 ， 與 SiC/PyC/SiC 復(fù)合材料相比 ，SiC/BN/SiC 材料會(huì)在內(nèi)部結(jié)構(gòu)中產(chǎn)生了更多的孔隙。 Yao 等的研究結(jié)果表明，水蒸氣顯著加速了 Hi-Nicalon 型 SiC 纖維的氧化，導(dǎo)致復(fù)合材料性能退化；Robertson 等將 Hi-Nicalon S 型纖維在水蒸氣環(huán)境下處理后，其表面會(huì)形成一層 SiO2，纖維持久壽命比空氣中處理的顯著降低。
近年來(lái)，聲發(fā)射、電阻監(jiān)測(cè)、數(shù)字圖像相關(guān)（DIC）、原位 CT 和 SEM 等新方法在 SiC/SiC 復(fù)合材料上的應(yīng)用，突破了傳統(tǒng)的力學(xué)實(shí)驗(yàn)-斷口觀測(cè)的斷裂失效研究模式，獲得了豐富的 SiC/SiC 復(fù)合材料損傷演化和失效行為研究的信息。本文綜述的失效行為研究進(jìn)展，很多即建立在對(duì)這些方法的綜合運(yùn)用上。聲發(fā)射和電阻監(jiān)測(cè)均可檢測(cè)到裂紋萌生和增殖的實(shí)時(shí)情況。其中，聲發(fā)射可以用來(lái)預(yù)測(cè) SiC/SiC 復(fù)合材料的持久壽命。電阻監(jiān)測(cè)可以在高溫、高壓和腐蝕性環(huán)境中使用，因?yàn)榧词箤?dǎo)線(xiàn)連接在冷區(qū)也可以反映熱區(qū)阻值變化。DIC 可反映由力熱加載引起的材料表面面內(nèi)位移和應(yīng)力場(chǎng)分布。原位 CT 對(duì) SiC/SiC 復(fù)合材料的裂紋萌生和擴(kuò)展進(jìn)行實(shí)時(shí)觀測(cè)，目前已有從室溫到1750 ℃ 下開(kāi)展實(shí)驗(yàn)的報(bào)道 。聲發(fā)射與原位CT 結(jié)合，檢測(cè)到聲發(fā)射信號(hào)再用 CT 采集圖像，可以節(jié)約實(shí)驗(yàn)時(shí)間。同步輻射 X 射線(xiàn)光源在原位CT 上的應(yīng)用，美國(guó)、法國(guó)、英國(guó)和澳大利亞等已有報(bào)道，極大地提高了 CT 的分辨率并大幅縮減了實(shí)驗(yàn)時(shí)間。原位 SEM 也是一種裂紋萌生和擴(kuò)展的實(shí)時(shí)觀測(cè)手段，盡管只能觀察表面，但是分辨率可以比 CT 更高，與 DIC 手段結(jié)合甚至能夠檢測(cè)到納米尺度的微裂紋。有關(guān)方法的成熟度還有待進(jìn)一步提高。例如，聲發(fā)射信號(hào)和 SiC/SiC 復(fù)合材料電阻阻值下降已經(jīng)能夠同損傷的發(fā)生很好地關(guān)聯(lián)起來(lái)，但是對(duì)應(yīng)的損傷模式還有待進(jìn)一步細(xì)化。
SiC/SiC 復(fù)合材料種類(lèi)眾多，因纖維種類(lèi)、預(yù)制體結(jié)構(gòu)、界面層體系、基體致密化方式、封閉涂層或環(huán)境障涂層的有無(wú)及種類(lèi)等，斷裂和腐蝕失效方式有著巨大的差異，有待針對(duì)特定的 SiC/SiC 復(fù)合材料體系采用多種方法表征其失效行為。在已有的報(bào)道中，以高溫空氣環(huán)境、高溫水蒸氣環(huán)境下的力學(xué)實(shí)驗(yàn)為多，有待進(jìn)一步模擬實(shí)際使用環(huán)境，如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的燃?xì)猸h(huán)境。相信隨著 SiC/SiC 復(fù)合材料工藝的進(jìn)一步成熟和應(yīng)用的進(jìn)一步拓展，必將有更多的相關(guān)失效行為研究涌現(xiàn)出來(lái)，對(duì) SiC/SiC 復(fù)合材料研制起到更好的指導(dǎo)作用。