航空航天工业的发展对极端环境下应用的结构材料提出了更高的要求。硼化锆(ZrB2)由于其自身的诸多优点,如高熔点、低密度、高热导率和电导率、耐腐蚀等,是高温环境应用中合适的候选材料,成为近年来各国科学家研究的重点。同时ZrB2陶瓷也存在一定的不足需要去改善,包括低温条件下较低的韧性及高温情况下较差的抗氧化性。　　本研究利用碳化硅晶片(SiCpl)增强ZrB2基超高温陶瓷,通过热压烧结法制备了ZrB2-SiCpl陶瓷复合材料,用以改善ZrB2基陶瓷的低温脆性和高温抗氧化性能。研究了分别以氮化铝(AlN)和硅化锆(ZrSi2)为烧结助剂超高温陶瓷复合材料力学性能及微观结构。通过优化得到了合适的烧结助剂的添加量。烧结助剂的添加有效的降低了ZrB2基陶瓷的烧结温度,同时可以抑制ZrB2晶粒的异常长大,提高了陶瓷复合材料的力学性能。X射线衍射及能谱分析证明ZrSi2做烧结助剂时有部分ZrSi2转变成碳化锆(ZrC),这归因于高温条件下ZrC更稳定。高温抗弯强度测试结果显示SiCpl添加量分别为15、20vol％时ZrB2-SiCpl陶瓷复合材料在1000℃时的抗弯强度分别为446MPa和362MPa,当测试温度达到1300℃时分别为221MPa和277MPa。另外制备了层状ZrB2基陶瓷,试图通过结构改变来增加ZrB2陶瓷的韧性。根据层间应力计算公式制备了三组不同残余应力的层状陶瓷。结果显示层状陶瓷可以有效的提高ZrB2陶瓷的韧性,但同时其抗弯强度也有不同程度的下降。　　本文研究了中低温(室温至1600℃)以及超高温(>2200℃)条件下ZrB2-SiCpl超高温陶瓷的抗氧化性。两个温度区间分别通过普通箱式氧化炉和氧乙炔火焰烧蚀来实现。研究了各测试温度点氧化前后单位面积质量的变化(氧化增重)与氧化温度和SiCpl含量之间的关系。结果显示随着氧化温度的增加氧化增重呈上升趋势,且上升速度逐渐变大。相同氧化温度随着SiCpl含量的增加氧化增重呈减少趋势。说明SiCpl的添加可以有效的提高超高温陶瓷的抗氧化性能。通过观察氧化层结构及分析氧化产物,对各温度区间的氧化机理进行了阐述。根据反应热力学判断,ZrB2的氧化和AlN的氧化最先发生。1000℃时氧化产物中的ZrO2和B2O3及Al2O3混合在一起形成了氧化外层。其中Al2O3大部分以棒状晶体形式出现。当氧化温度达到1200℃时B2O3由于其较高的挥发蒸气压而迅速挥发,并且此时SiCpl已经开始氧化。因此氧化产物主要为ZrO2和SiO2。SiO2的存在对Al2O3的生长起到抑制作用,氧化产物中不再出现棒状Al2O3晶体。非晶态的SiO2可以形成致密的保护膜阻止氧气进入材料内部,提高了超高温陶瓷的抗氧化性。当氧化温度为1400-1600℃时氧化反应变得剧烈,由于气态氧化物的挥发以及非晶态 SiO2的形成,氧化层表面会有鼓包和孔洞出现。研究表明低蒸汽压的非晶态SiO2在1600℃仍然能够起到保护作用。氧化研究中发现了特殊结构的ZrO2晶体—中空四棱柱晶体的存在,并且对其出现的机理尝试进行了分析,利用X射线衍射技术和极图测试分析了其择优生长方向。超高温陶瓷复合材料在2200℃左右的高温高速气流烧蚀5min后没有出现破坏,质量变化率在0.3%左右,表明材料具有很好的抗氧化烧蚀性能。XRD及EDS分析表明烧蚀表面的主要产物为ZrO2。氧化烧蚀表面边缘区域有熔融态ZrO2出现,这主要是氧化产物中的SiO2、ZrO2形成混合物,根据二者相图判断SiO2含量变大会使得ZrO2-SiO2液相线下降,熔点降低,因此造成在低于 ZrO2熔点时发生熔化。通过轧膜工艺得到的晶片定向排布ZrB2-SiCpl复合材料拥有良好的抗热震性能。而层状陶瓷则由于层间与层内结合强度差别大,复杂制备工艺带来的较多缺陷以及氧化层与基体层热膨胀系数不匹配等在烧蚀过程中出现氧化层整体性脱落。微观结构观察也发现层状陶瓷的烧蚀表面存在较多的大裂纹等缺陷。层状陶瓷的成分、层厚比等有待于进一步的优化。　　利用热震-残余强度法研究了ZrB2-SiCpl超高温陶瓷的抗热震性能。研究了水,甲基硅油和空气三种不同冷却介质对超高温陶瓷抗热震性能的影响。测试了残余强度与热震温差之间的关系。结果显示以水为冷却介质热震实验中,残余强度随着热震温差的增加呈下降趋势。当热震温差为275℃时陶瓷复合材料的残余强度下降到初始值的70%。在以空气和硅油为冷却介质的热震实验中,陶瓷复合材料的残余强度随着热震温差的增加变化不大。并且在当温差大于800℃时残余强度大于初始强度,主要原因是:(1)加热过程中应力缓释作用且冷却时由于低换热系数没有形成新的热应力。(2)氧化层的出现可以弥补部分表面缺陷,同时起到隔热作用,减缓了材料的降温速度。因此材料的残余强度得到提高。残余强度出现不同的变化趋势归因于冷却过程中换热系数的巨大差异以及冷却介质热导率的差别。