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连续纤维增强SiC陶瓷基复合材料可通过界面脱粘、裂纹在纤维处的偏转、纤维对裂纹的桥连以及纤维拔出等能量消耗机制使得其断裂韧性显著提高，对裂纹、气孔等缺陷不敏感，表现出类似于金属的非脆性断裂行为。上述增韧机制主要发生在界面相区域，界面直接影响陶瓷基复合材料的整体力学性能，这就要求界面材料最好为层状结构，目前，使用最多的界面相材料为热解碳(PyC)。SiC陶瓷基复合材料结构复杂以及受制备工艺的限制，复合材料在制备时不可避免地会产生微裂纹和气孔，这些气孔和微裂纹将会成为氧气扩散的通道，在高温的环境中，C纤维和PyC界面相会与O2发生反应，很快被消耗殆尽，严重影响了复合材料高温使用寿命。为了实现SiC陶瓷基复合材料在航空发动机中的应用，必须对界面相进行改性来提高其抗氧化性能。B是良好的自愈合相，其氧化产物B2O3玻璃相可以封堵裂纹实现自愈合功能，在B2O3和SiC氧化产物SiO2的共同作用下，可实现复合材料全温区抗氧化—B2O3玻璃相(500～900℃)、B2O3-SiO2玻璃相(900～1200℃)、SiO2玻璃相(1200℃以上)，将B引入界面相将会大大提高界面相的抗氧化性能。 利用B原子可与C原子形成层状结构的特殊性质，用CVD技术将B掺入PyC中，保持其层状结构的同时增强界面相的抗氧化能力。通过调控温度、反应气体流量比等工艺参数，实现了B均匀分布的、结构致密、表面光滑的BxC1-x薄膜的可控制备。对不同B含量的BxC1-X薄膜结构、力学、氧化性能进行研究，结果表明B含量10％时B0.1C0.9表现了极高的石墨化程度，层状结构明显，受力变形行为几乎可逆，表现类似弹性软膜结构。B含量为5％，16％，30％时BxC1-x仍具有一定的各向异性，B含量50％时BxC1-x呈现完全无定型结构。B含量10％时，BxC1-x初具自愈合功能，表面生成一层B2O3玻璃相，B含量超过16％时，BxC1-x表面可生成致密的B2O3玻璃相，可隔绝氧气直接接触内部结构，起到自愈合功能。 利用化学气相渗透(CVI)与反应熔渗（RMI）技术制备了2D SiCf/SiC复合材料。研究B0.1C0.9界面相厚度对复合材料力学性能的影响，当界面相厚度为270 nm时，纤维与基体结合强度适中，复合材料受力时，裂纹在界面处偏转，纤维发生脱粘、拔出，其抗弯强度高、增韧效果好。制备270 nm厚的不同B含量的BxC1-x界面相修饰的复合材料。各向异性度最高B0.1C0.9界面修饰的复合材料具有最高的弯曲强度474.1±70.1MPa，断裂时纤维拔出最多、最长;由于B0.05C0.95界面各向异性程度不高，其诱导纤维脱粘、拔出的效果不甚理想，增韧效果不强;B含量较高的B0.16C0.84界面和B0.3C0.7界面修饰的复合材料弯曲强度虽有下降，但仍然保持了较高的数值，分别为300.3±22.9 MPa和312.3±24.8 MPa，复合材料制备过程中B与C原子富集反应生成B4C与C，界面相结构的不均匀导致均匀传递载荷能力减弱，复合材料弯曲强度降低，但B0.16C0.84界面仍具有一定各向异性，断裂时诱导纤维脱粘、拔出，具有一定增韧效果。 通过800℃空气气氛下的静态氧化实验，可以发现BxC1-x界面相对提高复合材料抗氧化能力具有一定作用。随着界面中B含量提高，复合材料抗氧化能力逐步提高，经过氧化后复合材料弯曲强度保留率由低到高分别为42.4％，52.1％，57.4％和87.7％，B的氧化产物B2O3可起到自愈合功能，界面相B含量较低时，B2O3量不足以填补C氧化留下的空间，当B含量不低于16％时，断面处可以观察到完整的界面相。