航空航天事业的迅速发展迫切需要低密度、高强度、高模量、高韧性和耐高温的连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-SiC）。然而,目前的CMC-SiC材料还不能满足高推重比航空发动机热端部件的长时间（上千小时）服役要求,必须进一步改善其抗氧化性能,发展具有自愈合功能的碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-MS）。CMC-MS材料的抗氧化寿命主要受纤维、基体、纤维/基体界面相和涂层的成分及微结构影响,因此,必须深入研究用于CMC-MS材料的Hi-Nicalon纤维、自制含铝碳化硅纤维、自愈合基体及自愈合涂层的微结构及其随处理温度和环境的变化规律,从而指导材料设计和工艺改进。本文以CMC-MS材料为研究对象,通过微结构评价和表征,系统深入地研究了Hi-Nicalon纤维在高温模拟环境处理后的微结构演变及力学性能,评价了纤维的失效过程;探索了自制含铝碳化硅纤维中铝元素的存在位置和状态,明确了铝在纤维结构形成过程中的重要作用;揭示了CVD B-C陶瓷涂层及其热处理后的微结构特征;研究了CVD B-C陶瓷改性后的自愈合涂层和自愈合基体在环境处理后的微结构特征,解释了CVD B-C陶瓷的自愈合机制;评价了环境处理后改性CMC-MS材料的自愈合情况和微结构演变。为CMC-MS的材料设计与工艺改进提供了依据。主要研究内容与结果如下:1、对水氧耦合环境中1300℃-1600℃处理1小时的Hi-Nicalon纤维进行了残余强度测试和显微结构的表征。结果表明:纯惰性气氛中高温处理后纤维强度下降,水氧耦环境处理后,纤维残余强度先升高后降低。与惰性气氛环境相比,水氧环境使纤维发生惰性氧化,氧化后钝化层生成、气孔愈合、厚度增加、及均匀析晶对保持强度有重要作用。在纤维结构完整的情况下,晶粒粗化对强度的不利影响在各种因素的综合作用下被淹没。2、研究了自制掺杂Al元素的连续SiC纤维中Al的作用、状态和存在位置。结果包括:（1）利用TEM观察结合像模拟技术研究了Al-SiC纤维的晶体特征,并观察了立方SiC晶粒中的孪晶结构和析出六方结构。（2）Al作为烧结助剂,对改善纤维结构致密度,控制晶粒长大的作用十分明显。但其作用受交联时间、烧结温度、和晶粒尺寸等因素的影响。（3）含Al相以Al₂OC、Al₄SiC₄等形式存在于SiC晶粒或晶粒团之间。最终建立了Al-SiC纤维的结构模型。3、研究了不同工艺制备的CVD B-C陶瓷涂层微结构组成及其氧化处理后的微结构演变。结果表明:（1）B-C陶瓷涂层主要分为晶态和非晶态B-C陶瓷涂层。（2）高温处理后,非晶B-C陶瓷向晶态的B₄C相转变,且晶化程度随热处理温度升高而提高。整个晶化过程受C、B元素扩散控制,导致两B-C层界面处B₄C晶体含量最高,并沿低能面外延生长,使涂层间结合更强。（3）直接面对水氧环境时,CVD B-C层因氧化和快速挥发而失去对材料的保护。对于SiC/B-C/SiC涂层,低温时,B-C陶瓷层的氧化主要受氧化气体（O₂/H₂O）穿过表面SiC层的制备缺陷以及热处理过程中生成的裂纹控制。中温时,表层SiC层已经开始部分氧化为SiO₂,而B-C层的氧化仍受氧化气体通过缺陷氧化B-C层控制。B₂O₃和SiO₂形成硼硅酸盐玻璃（B₂O₃·χSiO₂）。高温时,表层SiC氧化反应速度加快,缺陷处B-C陶瓷层也因氧化而发生快速的体积膨胀。另外,表层SiC被大量氧化后,H₂O有机会通过SiO₂直接到达B-C层,氧化由H₂O透过SiO₂层导致B-C涂层的全面氧化所控制。解释了SiC/B-C/SiC涂层在水氧耦合环境不同温度中具有良好的抗氧化能力的微结构本质。4、研究了B-C陶瓷涂层自愈合改性和基体改性复合材料在氧化环境中处理后的微结构和性能演变,观察了微裂纹的扩散途径和材料缺陷的氧化愈合。结果表明:（1）多种相及相间界面的存在使得两种改性复合材料中的微裂纹皆存在多种扩展模式,复合材料纤维束间的结构在一维尺度上存在着连续的弱结合点。（2）热解碳（PyC）相和C纤维在高温热处理后趋于形成取向一致的共格结构,形成了强界面结合,有效促进了界面相内裂纹偏转。（3）涂层改性材料低温处理后基体缺少愈合组元,但高温处理后的多种微缺陷都靠SiO₂的生成和缓慢流动实现了有效的愈合。对大尺寸的制备缺陷,目前的材料还难于被流动层填封。（4）基体改性材料的B-C陶瓷层氧化后可使材料基体微缺陷有效愈合。在测试温度和时间内,低温下的愈合由B₂O₃的流动实现;中高温的愈合则有SiO₂和硼硅酸盐玻璃（B₂O₃·χSiO₂）参与。