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连续碳纤维（Cf）增韧碳化硅基（SiCm）复合材料在航空、航天和能源等领域具有广阔应用前景。但是，由于Cf与SiCm的热膨胀系数不匹配，复合材料从制备温度冷却到室温时会产生残余热应力而导致基体开裂，影响复合材料的性能，尤其是复合材料的基体开裂应力。目前，国内尚未有人开展该复合材料残余热应力与基体开裂应力关系的研究工作。本文为了研究残余热应力与基体开裂应力的关系，将Cf和碳化硅纤维（SiCf）三维混编后制备复合材料，研究混编方式对SiCm复合材料残余热应力分布、微结构特征和强度分布的影响规律。在优选混编方式的基础上，研究了Cf与SiCf混编比例对复合材料基体开裂应力的影响。从复合材料细观力学角度建立了基体开裂应力与残余热应力的关系。还研究了混编复合材料的热膨胀、热扩散和氧化行为。主要研究内容与结果如下：1）研究了C/PyC/SiC、Cf和SiCf不同混编方式、不同混编比例复合材料的残余热应力分布。结果表明：（1）与C/PyC/SiC相比，Cf和SiCf混编相间分布[(xC×ySiC)/PyC/SiC]和接触分布[(xC-ySiC)/PyC/SiC]均可减少SiCm的轴向残余拉应力，以Cf与SiCf体积分数比等于1:2为例，(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC中SiCm的轴向拉应力从726MPa分别减小至（349和227MPa，θ=45°；174和39MPa，θ=0°），从SiCm轴向应力的变化看，选择纤维混编接触分布为宜；(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC中SiCm在θ=45°方向的径向应力从100MPa分别增大至123和145MPa。在θ=0°方向，SiCm的径向拉应力从100MPa分别变为-43和-28MPa的压应力，从SiCm径向应力的变化看，选择纤维混编相间分布为宜。（2）以Cf和SiCf混编接触分布为例，SiCm的轴向和径向残余热应力随SiCf体积分数的增加逐渐减小。当Cf和SiCf混编比例由1:2增至1:4时，复合材料结构单元的轴向和径向残余热应力变化趋势（增加或减小）减缓，尤其是SiCm的轴向拉应力在θ=45°方向从仅从174减小至170MPa。2）研究了C/PyC/SiC、(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC复合材料的微结构特征和强度分布。结果表明：（1）与C/PyC/SiC相比，两种混编复合材料中SiCm的裂纹数量和尺度均大幅减少。在(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC中，发现Cf周围的SiCm仅存在小于微米级的轴向裂纹，且其扩展方向仅指向Cf聚集区；而(C-2SiC)/PyC/SiC中SiCm的微裂纹数量和尺度小于(C×2SiC)/PyC/SiC复合材料。统计表明，三种复合材料的涂层裂纹均服从均匀分布规律。与C/PyC/SiC相比，(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC的涂层裂纹宽度均由1降至0.2μm，裂纹密度由1090分别降至46条/m和50条/m。（2）与C/PyC/SiC相比，(C×2SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC的弯曲强度分别提高了439%和469%。上述三种复合材料的强度分布均服从Weibull分布，且Weibull模数分别为18.1、2.4和15.8。采用Weibull分布函数预测的强度值与实测值的误差分别为4.4%、1526%和0.19%。显然，相间分布的(C×2SiC)/PyC/SiC的Weibull模数太低，导致预测强度误差过大，故本文选择Cf和SiCf混编接触分布复合材料为主要研究对象。3）研究了C/PyC/SiC、Cf和SiCf混编接触分布不同混编比例复合材料的基体开裂应力。基于细观力学分析方法建立了复合材料基体开裂应力与SiCm残余热应力关系的数学模型。结果表明：（1）C/PyC/SiC的基体开裂应力仅为29±3MPa。Cf和SiCf混编比例分别为3:2、1:1、1:2和1:4的(3C-2SiC)/PyC/SiC、(C-SiC)/PyC/SiC、(C-2SiC)/PyC/SiC和(C-4SiC)/PyC/SiC复合材料的基体开裂应力分别为47±10、74±4、98±4和99±11MPa。当Cf和SiCf混编比例为1:2时，继续增加SiCf体积分数，复合材料的基体开裂应力无明显增加。（2）复合材料基体开裂应力与SiCm残余热应力关系的数学模型表明，减小SiCm的残余拉应力或提高纤维与基体的模量比，均可提高复合材料的基体开裂应力。采用该数学模型计算出(C-4SiC)/PyC/SiC和SiC/PyC/SiC的基体开裂应力分别为116±8和138±5MPa，其与实测值的误差均为15%。同时，根据实测的C/PyC/SiC、(3C-2SiC)/PyC/SiC、(C-SiC)/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC的基体开裂应力，采用该模型反算出上述四种复合材料中SiCm的残余热应力分别为140、120、90和60MPa，其变化趋势与残余热应力的计算结果一致，表明该模型实用可靠。4）通过对C/PyC/SiC、SiC/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC复合材料断裂模式的研究表明，C/PyC/SiC为非积聚型断裂（Cf无拔出）；SiC/PyC/SiC为积聚型断裂（SiCf可拔出）；(C-2SiC)/PyC/SiC为包含非积聚型和积聚型的混合型断裂模式。5）研究了C/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC复合材料的热膨胀和热扩散行为。结果表明，(C-2SiC)/PyC/SiC的工程热膨胀系数和热扩散系数均大于C/PyC/SiC复合材料。两种复合材料的物理热膨胀行为与其残余热应力变化相对应，低于复合材料制备温度时，与C/PyC/SiC相比，(C-2SiC)/PyC/SiC残余热应力的“弹性释放区”由450降至350°C，说明其SiCm产生基体裂纹的温差增大。高于复合材料制备温度时，C/PyC/SiC中Cf因受拉应力且就位强度低而部分断裂，导致复合材料的热膨胀系数迅速升高；而在(C-2SiC)/PyC/SiC中，SiCf受拉应力且就位强度高，对SiCm热膨胀的约束作用强，使其热膨胀曲线升高斜率低。表明CMC-SiC高于制备温度后的热膨胀系数随温度变化受复合材料中纤维就位强度的影响。6）对C/PyC/SiC和(C-2SiC)/PyC/SiC复合材料氧化行为的研究表明，(C-2SiC)/PyC/SiC小于C/PyC/SiC的氧化失重率，这源于(C-2SiC)/PyC/SiC中作为氧扩散通道的基体和涂层的裂纹数量与尺度比C/PyC/SiC的小。对两种复合材料氧化后强度保持率的研究表明，C/PyC/SiC的氧化失重越小，其强度保持率越高。(C-2SiC)/PyC/SiC的强度保持率在1000°C以下与氧化失重的变化趋势一致；而在1200°C以上出现氧化增重，其强度保持率随温度升高不断下降，这与Hi-Nicalon SiCf晶粒长大有关。