碳化钛(TiC)具有高熔点、优异的高温强度和良好的热稳定性，是航空航天领域超高温陶瓷(UHTCs)的理想候选材料[1], [2], [3], [4], [5], [6]。然而，由于TiC的熔点较高，通过热压烧结实现完全致密化具有挑战性。为了提高TiC陶瓷的相对密度、机械性能和抗氧化性，研究人员采用了多种策略。最常见的方法是添加烧结助剂，如SiC、Si3N4、B4C和过渡金属碳化物[4], [7], [8]。J. Cabrero等人使用火花等离子烧结(SPS)技术制备了不同体积分数SiC的TiC-SiC复合材料，这些复合材料实现了超过95%的相对密度，并具有均匀的微观结构和细小的晶粒[9]。随着SiC含量的增加，维氏硬度和断裂韧性显著提高。固溶强化也是提高TiC基复合材料相对密度和机械性能的有效方法。例如，Ying Li等人使用火花等离子烧结工艺从TiC和ZrC粉末合成了TiC-ZrC复合材料[7]，当烧结温度达到2000°C时，材料的相对密度超过95%，形成了单相固溶体(Ti,Zr)C，显著提高了复合材料的硬度，维氏硬度超过26 GPa。
另一方面，TiC基复合材料在高温含氧环境中会发生氧化。在此过程中，会释放CO/CO2气体，并因TiO2的形成而导致体积膨胀。这些现象阻碍了氧化层对基体的有效保护，严重限制了材料的应用[3], [7]。为改善这一情况，引入多种过渡金属碳化物形成多元碳化物(MPECs)是一种常见的策略[3], [8]。这些固溶体中的晶格畸变阻碍了氧的扩散，而原位形成的复杂氧化层起到了扩散屏障的作用[2], [7]。例如，Mirovaya等人证明在1900°C合成的(Hf, Zr, Ti, Nb)C体系在1200°C时形成了多层抗氧化层，有效防止了进一步的氧化[8]。然而，这些材料所需的高烧结温度通常难以实现致密微观结构。
此外，非等摩尔比固溶体(如(TixNb1-x)C和(TaxHf1-x)C的抗氧化性取决于其组成。这种变化的主要原因是，这些非等摩尔比固溶体的氧化产物在特定温度下会进一步反应生成三元氧化物(例如TiNb2O7和Hf6Ta2O17)[12], [15], [16]。由于二元氧化物TiNb2O7中的氧扩散速率明显低于TiO2和Nb2O5，增加TiNb2O7的含量同时减少TiO2和Nb2O5的量是提高材料整体抗氧化性的有效方法[12], [17]。目前，控制氧化层中TiNb2O7、TiO2和Nb2O5比例的最有效方法是调整非等摩尔比固溶体(TixNb1-x)C中的Ti/Nb比率。
值得注意的是，H. Zhang和J. Zhang等人成功制备了(Ti0.4Nb0.6)C和(Ta0.25Hf0.75)C样品，它们分别在600°C–1600°C和1400°C–1600°C的温度范围内显示出最佳的抗氧化性[12], [15]。尽管如此，但在超过1000°C的温度下形成的混合氧化层通常是非连续且不稳定的，无法提供长期保护[9]。引入硅是必要的，因为硅优先氧化形成致密的SiO2层，其氧扩散系数极低[4], [10], [11]。此外，Si与碳化物之间的原位反应有利于促进致密化并降低烧结温度，同时生成的SiC可以作为晶粒生长抑制剂，从而提高机械性能[10]。然而，Si与(Ti,Nb)C固溶体中Ti、Nb元素之间的相互作用机制尚不清楚。
因此，本研究系统地研究了添加20摩尔% Si对不同Ti/Nb比率(Ti,Nb)C基复合材料的微观结构演变、机械性能和抗氧化行为的影响。目的是阐明Si诱导微观结构演变并提升整体性能的内在机制，为新型TiC基复合材料提供重要的理论基础和设计策略。
