3-4讲陶瓷基复合材料的界面设计

2016-2017秋季学期研究生选修课程,陶瓷基复合材料第3讲陶瓷基复合材料的界面设计,2016-9-511-2,课程安排,1、概论2、陶瓷基复合材料的增韧原理及界面设计3、颗粒弥散陶瓷基复合材料4、纤维（晶须）增强基复合材料5、C/C复合材料6、功能陶瓷复合材料（仿生结构、吸波陶瓷、智能陶瓷复合材料、纳米陶瓷复合材料）7、功能陶瓷复合材料的发展趋势及应用,1.陶瓷基复合材料界面问题,由于陶瓷基复合材料通常使用温度较高，界面设计需要考虑：界面结合强度界面热物理相容性界面热化学相容性,1.1界面结合强度,根据强韧化原理，陶瓷基复合材料的强韧化需要合适的界面滑移与脱粘强度，而界面滑移和脱粘强度与界面结合强度有关。界面结合强度越高，界面滑移与脱粘强度也越高。界面结合强度由机械结合、物理结合和化学结合三部分组成(下图)，其中界面热化学反应产生的化学结合无疑是最强的。即使不发生界面反应，陶瓷基复合材料也有强烈的强界面结合倾向。这是由于制备温度高，热失配程度大，基体和增强体分子体积和晶格间距相近等使得一方面可能发生界面烧结而使物理结合很强，另一方面可能产生高径向压力而使机械结合很强。,1.2界面热物理相容性,对于陶瓷基复合材料，理想的状况是承载之前增强体受一定的张应力，而使基体受一定的压应力，以提高基体的开裂应力。因此，从界面热物理相容的角度讲增强体的热膨胀系数应该比基体稍大。但一般来说，陶瓷基复合材料的热膨胀失配程度通常比较严重：一方面，高模量高强度增强体的热膨胀系数可能比基体小或与基体接近；另一方面，可能在某一温度区间内匹配而在其它温度区间内失配。在低温下热膨胀失配使增强体受压应力，基体受拉应力，而在高温下正好相反。因此，增强体轴向的热膨胀失配严重时不仅使基体产生裂纹，而且损伤增强体。低温下基体裂纹的存在使陶瓷基复合材料的抗环境性能下降而且对温度梯度很敏感。,由于热膨胀失配，低温下C/SiC的氧化更严重(下图)。,理论分析表明，增强体的直径越小，体积分数越低，界面结合强度越低，界面热物理相容性越好。（设计原则）,1.3界面热化学相容性,由于在高温成形和服役的过程中很容易发生界面反应，陶瓷基复合材料的界面热化学相容性很差。界面反应可以分为两种：化学反应和固相烧结。界面反应有三方面的后果：一是产生强界面结合，降低断裂韧性；二是损伤增强体，降低强度性能；三是产生脆性界面相，即损伤纤维又加速界面裂纹扩展，降低强度和韧性。因此，陶瓷基复合材料应该避免发生界面反应。,1.3界面热化学相容性,界面化学反应可以分为固相反应和气相反应。发生固相反应后，增强体和基体界面转变为界面区，包括一个界面相、两个界面和两个过渡层(下图)。如果在增强体和基体之间预制与界面反应产物相同的界面层，不仅可以防止界面反应，而且可以有效抑制界面扩散。由于界面层含有纤维和基体组元，纤维和基体在界面层中的互扩散属于自扩散，而自扩散速度很低。,2.陶瓷基复合材料的界面层,2.1界面层的作用依靠材料体系的选择使增强体和基体的界面满足界面热物理、界面热化学和适当界面结合强度的条件很困难，使用界面层是解决陶瓷基复合材料界面热膨胀失配、界面反应和界面强结合问题的最佳途径。因此，陶瓷基复合材料的界面设计主要是界面层的设计。要同时解决这三方面的问题，界面层必须满足下述基本条件：1)低模量缓解热膨胀失配；2)低剪切强度控制界面结合强度；3)与纤维和基体共有化学组元防止界面化学反应。,2.陶瓷基复合材料的界面层,2.2界面层与界面破坏与增强体相比，低模量的界面层可以看作塑性体。当界面切应力i大于界面层的屈服剪切强度y时iy界面层内将发生屈服变形，增强体和基体组成屈服界面。屈服界面增强体和界面的应力分布与滑移界面相似。,2.2界面层与界面破坏,由于界面层使陶瓷基复合材料的界面由增强体/基体界面转变为界面层/增强体和界面层/基体两种界面，裂纹在陶瓷基复合材料的界面扩展存在三种路径：界面层-（增强体）纤维界面、界面层-基体界面和界面层内部。裂纹在界面上的扩展是界面滑移的结果，而在界面层内的扩展是界面层屈服的结果。显然，裂纹在界面层内的扩展阻力更大。如果界面的脱粘强度d大于界面层的屈服强度ydy则裂纹在界面层内扩展。因此，界面屈服破坏比滑移破坏对陶瓷基复合材料的强韧化更有利。在没有界面层的情况下，陶瓷基复合材料只能依靠界面滑移。在有界面层的情况下，陶瓷基复合材料可以发生界面滑移，也可以发生界面屈服，并且可以通过界面层厚度进行调整。,2.3影响界面结合强度的因素（界面）,1)界面层厚度在界面层材料一定的情况下，界面结合强度与界面层厚度有关：界面层太薄，界面结合强度过高，复合材料呈脆性破坏；界面层太厚，界面结合强度过低，复合材料呈剪切破坏；随着界面层厚度增加，复合材料的韧性提高，但强度降低；因此界面层厚度存在最佳取值范围。,1)界面厚度,具有不同厚度热解碳PyC界面层C/SiC的应力-应变曲线见下图。无界面层的C/SiC不仅呈脆性破坏，而且热膨胀失配对纤维的损伤大幅降低强度(曲线D)。界面层厚度合适时，C/SiC不仅强度高，而且呈韧性断裂，具有类似金属的断裂行为(曲线E、F)。界面太厚时，由于剪切破坏，虽然C/SiC仍呈韧性断裂，但强度和韧性都有明显下降(曲线G)。,2.3影响界面结合强度的因素（界面）,2)界面结构层状结构剪切强度低，裂纹更容易在层间扩展，是界面层理想的结构。用化学气相渗透法(CVI)制备的界面层一般都具有一定取向的层状结构(下图)。,2.3影响界面结合强度的因素（界面）,3)界面强度热解碳PyC界面层热处理温度对C/SiC强度的影响见下图:,2.4界面层与增强体,1)增强体长径比陶瓷基复合材料在避免界面反应这一点上的要求是一致的，但由于增强体不同，在热膨胀失配和界面结合强度方面的要求也不完全相同。对于纳米颗粒复合材料，强界面结合对强度和韧性都有利。对于微米颗粒复合材料，适当强的界面结合对增强体的损伤不大，但可以提高强度。对于纤维复合材料，适当弱的界面结合可以减小损伤，也可以提高韧性。对于晶须复合材料，长径比高界面结合弱，长径比低时界面结合适当强。,2.4界面层与增强体,2)增强体强度界面结合强度除了与增强体的长径比有关外，还与增强体的强度有关。在界面结合强度不变的情况下，随着增强体强度的提高，复合材料的断裂应变越大而强度得不到明显提高(下图)。增强体的强度越高，要求界面结合强度也越高。否则，复合材料容易发生剪切破坏，不能实现强度和韧性的合理匹配。在界面层材料一定的条件下，界面层越薄，界面结合强度越高。因此，增强体的强度越高，界面层的厚度应该越薄。,2.5界面层与强韧化,使用界面层对陶瓷基复合材料进行增韧是以牺牲强度为代价，只是为了实现强度和韧性的合理匹配，而要同时提高强度和韧性需要研究全新的多尺度强韧化机理。“软硬兼施”是同时提高三种复合材料强度和韧性(强韧化)的核心思想。“硬”指的是基体在团束之间均匀沉积形成的高模量网络骨架，“软”指的是基体在团束内沉积形成的低模量内核，“兼施”指的是团束内外基体沉积不均匀形成内外模量匹配关系。“硬”的骨架可以提高强度，“软”的内核可以提高韧性，“软硬”匹配可以提高强度和韧性。“软硬”匹配的结果是在团束内部形成尺度介于增强体和团束之间的“簇”，使三种复合材料均具有团束、簇和增强体与基体之间三种界面，从而使裂纹扩展复杂化。因此，“簇”是三种复合材料强韧化的微结构控制单元。,3.复合材料体系与界面层材料,陶瓷基复合材料大体上可以分为非氧化物和氧化物两类，其中非氧化物包括非氧化物/非氧化物、非氧化物/氧化物以及氧化物/非氧化物三种。非氧化物复合材料高温力学性能优异，但抗氧化性能较差。氧化物复合材料抗氧化性能优异，但高温力学性能较差。非氧化物和氧化物陶瓷基复合材料由于界面性质、性能特点以及应用领域不的同，界面层材料也各不相同。,3.1非氧化物复合材料界面层,1)热解碳PyC和BN界面层为了防止界面热化学反应，非氧化物复合材料的界面层只能是非氧化物，而能够同时满足低模量和低剪切强度要求的界面层材料目前只有热解碳(PyC)和氮化硼(BN)。PyC和BN也是氧化物/非氧化物和非氧化物/氧化物复合材料合适的界面层，因为氧化物增强体工作温度较低，非氧化物增强体与界面层是热化学稳定的。因此，界面层不会与增强体发生强烈反应，而与基体的反应可以进行控制。,3.1非氧化物复合材料界面层,目前研究和应用最广泛的非氧化物/非氧化物复合材料是C/SiC和SiC/SiC，Nextel/SiC是研究较为较多的氧化物/非氧化物复合材料，而SiC/LAS和SiC/MAS玻璃陶瓷是非氧化物/氧化物复合材料的典型代表。一般PyC界面层的最佳厚度为0.10.3m(左图)，而BN界面层的最佳为厚度0.30.5m(右图)。,3.1非氧化物复合材料界面层,BN比PyC的界面结合强度高，因而复合材料强度更高，但断裂应变更低(左图)。因此，PyC界面层的破坏以界面滑移为主，而BN界面层的破坏以层内剪切为主（左图）。用SiC/BN和SiC/PyC复合界面层可以防止界面层与氧化物增强体或基体发生反应，其中SiC是反应阻挡层(右图)。,3.1非氧化物复合材料界面层,PyC和BN能有效提高陶瓷基复合材料的损伤容限，同时具有优良的热物理和热化学相容性，使其成为迄今为止最理想的界面材料，是各类陶瓷基复合材料界面层的首选。抗氧化性差是PyC和BN界面层的最大缺点。2)复合界面层复合界面层不仅能提高抗氧化性，也能使裂纹在界面上发生多次桥接、偏转与脱粘，从而提高裂纹扩展阻力。复合界面层主要有BN/C/BN、BN/C/Si3N4、SiC/C/SiC和BN/SiC等。右图为Hi-Nicalon/SiC复合材料的重复10次的PyC-SiC复合界面层,这种多次重复复合界面层一般表示为(PyC-SiC)。,3.2氧化物复合材料界面层,氧化物复合材料界面远比非氧化物复合材料界面层复杂，目前仍处于探索研究阶段。虽然提出了多种界面层材料体系，但大多数界面层作用机理尚不清楚，缺乏相关的性能数据支撑。因此，界面层材料体系研究的多，但用于氧化物复合材料制备的却很少。氧化物复合材料界面大体上可以分为两类：非连续界面连续界面,1.非连续氧化物界面层,1)无界面多孔基体多孔基体具有较低的名义模量，即使在没有界面层的情况下基体与增强体出现强结合，裂纹也可以沿界面向基体一侧扩展。典型的无界面多孔基体复合材料有氧化铝-莫来石，存在的主要问题是抗压和层间性能较差，基体颗粒和增强体接触的地方有可能发生反应或烧结损伤增强体。2)多孔高熔点氧化物界面多孔高熔点氧化物具有自身难烧结，即使与氧化物基体和增强体发生反应，裂纹也可以在界面层内扩展。典型的涂层材料有Al2O3和ZrO2，存在的主要问题是高温下多孔氧化物的烧结趋势，颗粒直径越小，高温烧结趋势越大，采用与莫来石或石榴石复相的方法可以降低这种趋势。,1.非连续氧化物界面层,3)间隙界面PyC、Mo和W界面层在氧化过程中能够生成气体产物逸出，从而在增强体-基体界面上形成空隙。由于增强体在长度方向上是粗糙不平的，间隙的存在不会使界面完全脱粘。典型的间隙界面复合材料有氧化铝纤维增强钙铝硅酸盐玻璃陶瓷，存在的主要问题是裸露的增强体暴露在工作环境中容易造成损伤。4)隔断弱界面基体活性掺杂组元可以在界面处富集，如果富集的组元可以削弱增强体-基体的界面结合强度，即形成隔断弱界面，这是一种很有前景的界面脱粘方法。典型的阻断弱界面复合材料是钇铝石榴石单晶纤维增韧掺杂氧化锶或者氧化钙的氧化铝基体，存在的主要问题是只对单晶增强体-多晶基体界面有效。,2.连续氧化物界面层(3类),1)无反应氧化物界面无反应氧化物界面就是既不与氧化物纤维，也不与氧化物基体发生热化学反应的界面，实际上就是防止纤维和基体直接接触发生界面反应导致强结合的阻挡层。主要的涂层材料有氧化锡、氧化锆、氧化钛、钛酸锆、钛锡酸锆等，存在的主要问题是界面层容易分解和界面的脱粘强度过高。,2.连续氧化物界面层,2)层状氧化物界面层既抗氧化又具有类似C和BN层状结构的氧化物是目前研究最多最具潜力的氧化物复合材料界面层。主要有云母、尖晶石和钙钛矿三类。云母类层状氧化物包括硅酸钾云母(KMg2.5(Si4O10F2)和氟石金云母(KMg3(AlSi3O10)F2)等，存在的主要问题是与当前可用的纤维和基体是化学不相容的。尖晶石类层状氧化物与氧化铝是相容的，包括-氧化铝(Me1+Al11O17)和磁铁铅矿(Me2+Al12O19)。其中-氧化铝的主要问题是热处理过程中碱离子的损失，而磁铁铅矿的主要问题是层状结构形成温度高于工业用多晶氧化物纤维强度降低的温度，而且钙有从界面扩散到基体的倾向。钙钛矿类层状氧化物作为界面层的研究起步较晚，主要包括铌酸钙钾(KCa2Nb3O10)和钛酸钕钡(BaNd2Ti3O10)。,2.连续氧化物界面层,3)非层状弱结合氧化物界面层特点是在高表面能或表面惰性氧化物与增强体或基体或两者之间都存在弱界面，这种高能界面称为非层状弱结合氧化物界面。典型的高能氧化物是稀土磷酸盐(Me+PO4)和难熔金属盐(ABO4)，前者包括独居石和磷钇矿家族，后者包括钨酸盐(Me2+WO4)、钼酸盐(Me2+MoO4)、钽酸盐(Me2+TaO4)和铌酸盐(Me2+NbO4)，存在的主要问题是如何获得化学计量比，非化学计量比的磷酸盐和难熔金属盐严重降低增强体的强度。独居石主要由镧系(La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb)稀土元素组成，而磷钇矿主要由钪、钇和少量的镧系(Dy，Ho，Er，Tm，Yb，Lu)稀土元素组成。,4.陶瓷基复合材料界面层的制备,化学气相渗透（CVI:ChemicalVaporInfiltration）将反应物气体渗透到预制体内部，发生化学反应并进行沉积，是目前制备界面层最合适且已商业化的方法。通过沉积温度、压力和时间等工艺参数的调整，可以在纳米尺度对界面层的厚度和微结构进行控制；通过改变先驱体可以实现不同界面层的共沉积或交替沉积，制备梯度和复合界面层。CVI是陶瓷基复合材料界面设计的工艺基础。,4界面层制备方法,4.1非氧化物复合材料界面层制备方法1)PyC界面层PyC界面层通常是用碳氢化合物如CH4和C2H2在1000-1800的高温进行裂解来沉积的。由于先驱体分子体积小，扩散能力强，PyC无论在纤维束还是纤维预制体内沉积均具有良好的均匀性。沉积温度和沉积气氛对PyC界面层的光滑度影响很大。沉积温度过高或沉积气氛不合理使PyC的沉积由逐层形核生长转变为气相形核生长；逐层形核生长使PyC界面层光滑，而气相形核生长使PyC界面层粗糙。粗糙的PyC界面层不仅不能实现界面弱结合，而且对纤维损伤严重，从而大幅度降低复合材料的性能。H2对PyC的形核有抑制作用，使界面层更光滑，而金属镍和氯化物对PyC的形核有促进作用，使界面层更粗糙。,4.1非氧化物复合材料界面层制备方法,2)BN界面层BN界面层是利用三氯化硼和氨气在8001200和35kPa反应室压力条件下进行反应得到的，一般用氮气作为载气。BN的结晶能力和沉积速率随着温度的升高而提高。但是，随着温度的升高界面层也变得不均匀。由于先驱体分子体积大，当BN在纤维束内进行沉积时非均匀度比较小，而当在纤维预制体内进行沉积时非均匀度比较大。因此，非均匀性是BN界面层制备需要克服的关键问题，而降低沉积温度和沉积压力有利于提高BN界面层的均匀性。BN界面层的化学性质不但取决于先驱体还取决于其他的因素。例如，在二氧化硅反应器中制造的BN涂层中含有氧杂质，而在碳炉中制造的涂层中含有碳杂质。目前BN界面层的化学组成和结晶性对复合材料的力学性能的影响机理还不是很清楚。,4.1非氧化物复合材料界面层制备方法,3)复合界面层用交替CVI工艺制备多层复合界面层比用共沉积CVI工艺制备复合界面层更容易实现。多层复合界面层的常见组元有PyC、BN、SiC和Si3N4。SiC界面层通常是用三氯甲基硅烷和H2为反应气体，用Ar气为稀释剂，在800-1400的化学气相渗透过程中热解得到的。沉积Si3N4界面层的先驱体一般有硅烷，二氯硅烷，三氯硅烷和四氯化硅，其中四氯化硅是最常用的先驱体，将其与氨气和氮气混合在800-1400的温度下进行渗透热解便可得到氮化硅界面层。交替沉积时，需要考虑不同界面层沉积气氛和基底对沉积产物结构和形貌的影响。由于不同先驱体沉积条件有一定差异，实现共沉积比较困难。目前比较成功的共沉积界面层有PyC/SiC和PyC/BN两种。,4.2氧化物复合材料界面层制备方法,1.非连续氧化物界面层1)无界面多孔基体多孔基体的制备方法包括浆料法和浸渗法(混料工艺)。浆料法使用包含氧化铝颗粒与有机硅烷组成的基体浆料；而浸渗法使用具有双峰分布的莫来石颗粒和更加细化的氧化铝颗粒与铝的羟基氧化物组成的基体溶液。硅烷分解所产生的氧化硅与氧化铝基体颗粒发生反应烧结，而铝的羟基氧化物分解所产生的氧化铝也可以使基体颗粒连接在一起，从而使基体具有足够的强度。,4.2氧化物复合材料界面层制备方法,2)多孔高熔点氧化物界面多孔高熔点氧化物界面层的制备包括溶胶凝胶法和共沉积CVI方法。涂层中的孔隙一般是在复合材料基体加工之后产生的，这是为了防止在复合材料制备过程中堵塞孔隙。为了获得这些孔隙，在沉积的涂层中常常包括C。高温下除去这些C就可以获得孔隙。3)间隙界面PyC界面的制备通常采用CVI法，也可以采用溶胶-凝胶法。Mo和W界面的制备一般采用CVI法，可以直接用Mo和W为前驱体，也可以用Mo和W的氯化物为前驱体。Mo和W可以与氯气发生氧化反应而挥发，然后与氢气发生还原反应而沉积，氯化物则可以直接挥发与氢气发生还原反应而沉积。,4.2氧化物复合材料界面层制造方法,2.连续氧化物界面层1)不混合溶胶-凝胶界面层技术大多数连续氧化物界面层都具有多组分特点，溶胶-凝胶技术比CVI技术更适合制备这些复杂氧化物界面层。CVI技术的优点是界面层连续、致密且均匀，但致命的缺点是界面层很难达到化学计量比。溶胶-凝胶技术的优点是允许精确控制界面层的化学计量比，缺点是界面层很难连续、致密且均匀。一种不混合溶胶-凝胶技术可以克服这一缺点。这一技术的核心是加入一种与溶胶不混合碳氢化合物，分布在纤维丝周围的碳氢化合物将溶胶分开，直到溶胶发生胶凝，CaWO4界面层就是用这种方法制备的。溶胶的成膜性能和发气量是不混合溶胶-凝胶技术的关键因素。,2.连续氧化物界面层,2)杂凝聚技术杂凝聚技术利用增强体和溶胶中高介电常数的胶体颗粒之间产生的静电吸引力提高界面层的质量，LaPO4界面层就是用这种技术制备的。为了在给定的PH值下产生静电引力，需要表面活性剂来改变纤维或者界面层颗粒上的电位。这种技术的优点是利用静电驱动力保证了界面层的致密性，避免了溶胶-凝胶分解时纤维和界面层之间的反应。这种技术的缺点是需要多次浸渍以获得足够的界面层厚度。为了保证电位关系，每次浸渍之前需要重新吸收表面活性剂，而且残余的表面活性剂和浸渍后残余的溶胶都必须洗净。因此，杂凝聚技术的工艺过程非常复杂且难以控制。,5界面层与环境,5.1非氧化物复合材料界面层与环境（氧化）1)PyC界面层在C/SiC复合材料中，PyC界面层的氧化在界面上留下间隙(下图)。随着氧化时间的延长，一方面间隙沿纤维轴向扩展，另一方面纤维被氧化。显然间隙降低C/SiC的界面结合强度，因而降低断裂强度。,1)PyC界面层,在SiC/SiC复合材料中，由于SiC纤维和SiC基体氧化生成SiO2时有较大的体积膨胀，PyC界面层氧化后界面产生融合(下图)。显然融合提高SiC/SiC的界面结合强度，因而降低断裂韧性(产生氧化脆性）。提高氧化温度和环境中的氧分压可以加速SiO2的生成速度，使界面氧化后的间隙迅速封填，从而减少纤维和基体的融合面积，抑制SiC/SiC的氧化脆性。,5.1非氧化物复合材料界面层与环境,2)BN界面层由于BN的氧化物呈液态而不是气态，与SiC纤维或基体氧化生成的SiO2反应生成一种硼硅酸盐玻璃，对界面氧化具有良好的愈合作用。因此，在干燥的空气或氧气中BN界面层的氧化速率要比PyC低很多。但在潮湿的氧化环境中，B2O3在形成硼硅酸盐玻璃之前就以氢氧化硼的形式挥发掉了。因此，BN界面层的抗氧化性能与PyC很类似。在干氧环境中BN界面层比PyC性能更好，而在湿氧环境中BN界面层没有明显的优势。这也是BN界面层的应用远没有PyC广泛的原因。,5.1非氧化物复合材料界面层与环境,3)界面层的抗氧化与防氧化多层复合界面层和共沉积复合层界面层的抗氧化性均有一定程度的提高，如加入B可以提高PyC界面层的抗氧化性(下图)。但PyC与B之间的反应提高了界面剪切强度，增加了复合材料脆性断裂的倾向。因此，不发生脆性断裂要求B加入量很小。多层复合涂层比共沉积复合涂层在具有更高抗氧化性的同时，还能更好地发挥脱粘作用。,3)界面层的抗氧化与防氧化,界面层的抗氧化只有与防氧化结合才能进一步提高非氧化物复合材料的氧化性能，而防氧化有复合材料表面涂层和基体改性两种途径。由于涂层防氧化对温度、裂纹和缺陷非常敏感，防止界面氧化最有效的途径是基体改性。复合材料的基体改性有玻璃封填和自愈合两种方法。玻璃封填和自愈合可以在全温度范围内有效防止非氧化物复合材料界面层的氧化(下图)。,3)界面层的抗氧化与防氧化,自愈合被认为是防止界面层氧化最有效的方法。具有BN/SiC自愈合基体和多层抗氧化(C，SiC)界面层的SiC/SiC复合材料在1200燃气条件下可以工作1000h(下图)。,3)界面层的抗氧化与防氧化（自愈合机理）,当BN/SiC复合基体中产生裂纹时，BN和SiC的氧化产物生成硼硅酸盐玻璃使裂纹封填。为了防止界面层氧化，裂纹的封填时间应该小于界面层的氧化时间。基体的氧化速度越快，氧化产物的体积膨胀越大，裂纹愈合时间越短；应力水平越低，裂纹宽度越小，裂纹愈合时间越短；界面层抗氧化性能越好，界面层越厚，界面层的氧化时间越长。SiO2的氧扩散系数最小，因而SiC的氧化速度最慢。B2O3的氧扩散系数相对很高，因而BN的氧化速度很快。虽然BN可以提高基体裂纹封填速度，但B2O3的熔点很低，高温封填效果不好。在复合基体中掺杂SiO2可以加速形成硼硅酸盐玻璃，从而提高基体裂纹封填效果。,3)界面层的抗氧化与防氧化,如果基体裂纹不能及时愈合，具有自愈合能力的界面层是十分必要的。掺杂SiO2的BN、及BN与PyC、SiC、Si3N4复合界面层可以提高抗氧化性能。,3)界面层的抗氧化与防氧化,具有自愈合基体和自愈合界面层复合材料的裂纹封填过程见右图氧化性气体在基体裂纹的扩散过程中(图中a)，如果裂纹尖端的基体及时氧化，即使裂纹不能愈合，也可以防止界面层氧化(图中b)；如果裂纹尖端的基体不能及时氧化而界面层有足够自愈合能力，可以使裂纹及时愈合，防止界面层的进一步氧化(图中c)；如果裂纹尖端的基体不能及时氧化而界面层具没有足够自愈合能力，界面层的愈合也可以延缓纤维的氧化(图中d)。,5.2氧化物复合材料界面层与环境,虽然人们对氧化物界面层的抗氧化性能期望值很高，但到目前为止并未获得试验验证。相反，提高非氧化物界面层抗氧化性的研究取得了显著进展并且获得考核验证。氧化物界面层的环境问题主要有三个方面：首先，氧化物界面层对温度非常敏感，因为氧化物界面层及其与增强体和基体之间