在400~ 1500C之间，C/SiC-SiC复合材料总是表现为失重，这表明C纤维被连续消耗低于800C，C/SC-SiC复合材料的重量损失随温度的升高而增加；高于800C，重量损失随温度的升高而降低。与C/SiC-SC复合材料不同，C/ SiC-SC/Ci-Si复合材料在1200°C以下表现为失重，而在1200°c以上表现为增重在700°C以下，复合材料的失重率随温度的升高而增加，高于700C，失重率大幅度降低。高于1300°C，复合材料大幅度增重，并在高于1400°C的温度开始有失重的趋势。

　　两种复合材料的残余抗弯强度随温度的变化与氧化动力学曲线一致如所示，C/SC-SiC/Cr-S的残余抗弯强度在700°C以下比C/SC-SiC的低，但在900°C以上比C/SiC-SC的高如a所示，C/ SiC-SC复合材料表面存在微裂纹如果涂层微裂纹对复合材料中碳相的氧化起关键作用，那么，C/SiC-SiC复合材料的氧化动力学曲线可以分为二个不同的温度范围。在低温（< 800°C），氧通过微裂纹扩散并对C相造成氧化，C与2之间的反应机理控制着氧化动力学；在中温（800 1100°C），微裂纹宽度随着温度的升高而显著降低氧化动力学被气相通过SiC涂层微裂纹网络的扩散所控制；在高温（>薄膜所愈合。但是，对于本文所研究的C/SC-SC复合材料，这些温度范围并不明显。在800C以上，SiC涂层C/SC复合材料的重量损失和抗弯强度存在波动。这表明，气体通过微裂纹的扩散机制并不是C相氧化的唯一原因。

　　CVDSiC涂层中存在缺陷，这是在制备过程中形成的涂层缺陷和微裂纹都会对复合材料的氧化行为造成影晌在800C以下，微裂纹宽度较大，对C相的氧化起关键作用。随着温度的升高，微裂纹宽度逐渐减小，在800和1100°C之间，制备缺陷将与微裂纹同时对C相的氧化造成影晌在1100C以上，涂层微裂纹愈合，2通过制备缺陷扩散并对C相造成氧化缺陷存在的不规则性导致试样的重量损失和抗弯强度的波动的制备缺陷会被电沉积Cr和熔渗S后形成的Cr-S涂层所封填，如所示因为涂层表面没有缺陷。

    所以C/SiC-SiC/Cr-Si复合材料中C相的氧化主要由2通过微裂纹的扩散造成，从而，其高温抗氧化性能Cr-Si涂层与SiC基体之间的热膨胀不匹配程度是必要的涂层表面的微裂纹宽度大McHu！此1e进步降低ishingHouse.XRD分析表明，在1300°C空气中氧化后的Cr-S涂层表面含有46%的SiO2和17%的Cr2O3在1400°C，Cr-Si涂层的氧化造成复合材料表现出明显的增重。XRD分析也表明，Cr-S涂层在1500°C氧化后形成的氧化物薄膜主要由Cr23组成，而不是由Si2组成通过观察涂层表面的颜色可以发现，试样在800~13O0C内氧化后表面呈蓝色在1300C表面开始呈现绿色，超过1300C，颜色变得越来越深众所周知，氧化生成的S2在较薄时呈蓝色，而Cl23是绿色的以上结果表明，Cr通过涂层向外扩散的速度在1300C以上较快，并且随着温度的升高而提高。

　　扩散到涂层表面的Cr被迅速氧化生成Cnft薄膜。同时，Cr23薄膜会以气相Cr3的形式挥发Cr3薄膜的挥发使得复合材料在1500C表现出重量损失的趋势。如果氧化时间足够长，试样在1500C氧化后的抗弯强度将会因为Cr-Si涂层的失效而降低的抗氧化性能，它的低温抗氧化性能较差。这是由于Cr-Si涂层和SiC涂层之间较大的热膨胀不匹配造成的。

    复合涂层表面的微裂纹宽度比SC 3结论/Cr-s复合材料在400~150C内的抗氧化性能，并且与C/SiC-SiC复合材料进行了对比得出以下结论：C/SiC-SC/Cr-Si在1000~1500C内的抗氧化性能比C/SC-SiC的高，这是由于SiC涂层中的缺陷被Cr-Si涂层所封填。