随着航空航天、核电等高科技领域的快速发展,工程应用对各种极端载荷下的材料的要求也越来越高。陶瓷材料作为传统耐热材料近年来由于高温极端环境的材料需求而重新得到了广泛关注。为解决陶瓷材料与生俱来的脆性,在其中添加高强连续纤维增加其韧性这一思路得到学界认同并历经五十年的发展成为较为成熟的连续纤维增韧陶瓷基复合材料（Continuous fiber reinforced ceramic matrix composites,简称CMC）体系。同时,科研界也更加注重研究各种CMC材料的制备和强韧化方法及存在的各种问题。然而,要从根本上解决CMC的问题,不仅要认识连续纤维在增韧陶瓷基复合材料中的普遍效应,还需要了解基体制备过程中不可避免引入的诸如孔洞、微裂纹、热残余应力等缺陷对特定CMC材料极限高温环境氛围中力学性能的影响。本论文的研究重点是碳化硅纤维增韧碳化硅基体（2D-SiC/SiC）复合材料微细观结构在冲击载荷下、高温氧化环境和动态载荷（力-热-化学）耦合作用下的力学响应和破坏机理。针对以上研究目标,选取2D-SiC/SiC复合材料作为研究对象。研究了材料不同应变率下的力学响应和失效行为以及高温环境对动态载荷下力学响应的影响,得到了压缩载荷下面内、面外两种方向,准静态、动态两种应变率下的力学响应和高温高应变率耦合作用下的力学行为并分析了破坏机理。本文所取得的主要结果为:（1）通过镜面反射法可以根据2D-SiC/SiC复合材料试样表面横向纤维束和纵向纤维束、基体、孔洞密度的不同进行高速相机下的原位表征。获得的图像可清晰分辨试样各组分的变形破坏过程并可用于DIC计算分析试样表面变形场等关键变形失效过程信息。（2）2D-SiC/SiC复合材料试样受压缩载荷时,基体中的缺陷处（层间孔洞、束内孔洞周围）首先产生微裂纹。微裂纹的产生可用含孔材料孔边屈服面理论解释,准静态载荷下束内孔洞受抑制,裂纹主要在层间孔洞处产生;动态载荷下,层间孔洞受抑制,裂纹主要在束内孔洞处产生。之后,微裂纹扩展过程中到达纤维和基体之间的界面时由于加载速率的不同其扩展路径有所不同。准静态载荷下界面强度弱于动态载荷下。（3）面内压缩载荷下,动态载荷下强度明显高于准静态载荷下。准静态载荷下,层间孔洞产生沿纤维方向的微裂纹,由于界面层强度较弱,界面层一定程度上可以捕获微裂纹,微裂纹在界面层中多次反射、扩展,导致纤维和基体的脱粘。准静态载荷下的这种微观破坏模式是纤维在陶瓷基复合材料中具有增韧作用的原因。动态载荷下,与准静态载荷相反,层间孔洞周围微裂纹产生受抑制,微裂纹在束内孔洞周围产生,由于界面层强度较强,微裂纹传播到界面层中之后并不会发生多次发射而会直接扩展到纤维中剪断纤维。宏观层面上,分层和剪切变形是2D-SiC/SiC复合材料试样失效的原因。准静态面内压缩载荷下,层间剪切失效占主导地位,试样宏观失效角度较小（约为15度）;动态面内压缩载荷下,纵向纤维剪切失效占主导地位,试样宏观失效角度较大（约为50度）。（4）面外压缩载荷下,准静态微裂纹主要在层间孔洞产生并在孔周围纤维方向沿与加载方向19.5°扩展,遇到纤维时沿纤维方向扩展,且微裂纹传播到界面层时导致界面层脱粘,各处的微裂纹相遇之后互相桥联、组合生成宏观裂纹,宏观裂纹与加载方向夹角较小,层间剪切强度低。动态面外压缩时微裂纹主要在束内孔洞产生并在横向纤维束内传播。束内孔洞生成的微裂纹沿与加载方向45°分布。微裂纹传播到纵向纤维束时由于界面层强度较高,将直接剪断纤维。动态载荷下试样宏观裂纹与加载方向夹角较小。另外,由于中央孔洞的存在,试样剪切带倾向于只存在在试样中央,准静态载荷下则遍布整个表面。（5）2D-SiC/SiC复合材料中存在热残余应力,基体受拉、纤维受压;纤维纵向的热膨胀系数小于基体的热膨胀系数;1250℃以下BN界面层的弱化包括界面层软化和界面层氧化。1500℃时BN界面层氧化成为玻璃态的B2O3。温度的提高并不影响试样动态载荷下的破坏机理。随温度的升高界面层的强度逐渐变弱:面内压缩载荷下,试样宏观裂纹与加载方向的夹角变小;面外压缩载荷下,试样横向纤维束内基体中的裂纹扩展到纵向纤维束时,裂纹趋向沿纵向纤维束方向扩展。温度较低时,纤维断裂机制占优,温度较高时纤维拔出机制占优。（6）2D-SiC/SiC复合材料强度符合Weibull分布。基于损伤力学,微观层面考虑损伤符合Weibull分布的率相关本构模型可以很好地描述面内、面外的应力应变曲线形状,拟合曲线和试验曲线吻合很好。将高温下试样的模量、强度、形状参数表示为温度的多项式后可以使用以上模型建立温度相关的本构模型,面内、面外压缩载荷下分别使用室温、700℃、1000℃、1500℃下应力应变曲线拟合得到的本构参数可以成功预测1250℃下试验曲线,曲线和模型预测结果吻合较好。