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金属由于易加工、高塑性等优点被广泛用作装甲材料,但由于其低熔点、低硬度的特性使其在耐高温和防侵彻能力上远远难以满足抗高速高能冲击的需求。超硬陶瓷具有超高硬度、耐高温、不易变形等优点,被用作耐高速高能冲击材料,但陶瓷的脆性,使其对缺陷的容忍性极低,在高速高能冲击过程中极易失效,难以抵抗多次冲击。层状陶瓷材料由于具有高缺陷容忍性、高吸能能力以及结构可设计等优点,具有满足抗高速高能冲击要求的潜力。国内外研究重点主要集中在具有多孔界面或者低强度的弱界面等层状陶瓷方面的抗冲击性能,但由于界面强度低且界面结合强度低,在动态载荷作用下易因为界面破坏和脱粘而失效,限制了其结构完整性和能量吸收能力的提升。本文提出了反应热压烧结法（Reactive hot pressing,RHP）和反应连接法（Reactive jointing method,RJM）制备抗冲击层状陶瓷的新方法。对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷进行了以下研究:优化了层状陶瓷的烧结工艺;研究了层状陶瓷结构控制的方法;研究了层状陶瓷结构与力学性能的关系;研究了层状陶瓷动态压缩性能的影响因素。研究了陶瓷层和金属层性质对M/C层状陶瓷的动态压缩性能的影响规律,对比了反应热压烧结法和反应连接法制备软硬交替叠层层状陶瓷的性能。主要研究内容如下:（1）研究了烧结温度和烧结压力对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的微结构和力学性能的影响。提高烧结温度和烧结压力,ZrO-Zr2CN层和Si3N4层的致密度和硬度提高,层状陶瓷的弯曲强度和杨氏模量也提高。（2）研究了Si3N4层厚度和升温速率对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷界面性质和微结构的影响,建立界面和层内反应模型。随着Si3N4层厚度或者升温速率的增加,界面强度增加（弱界面厚度减小或者转化为强界面）;升温速率由10 oC/min变为17 oC/min时,ZrO-Zr2CN层内的连续相由Zr2CN相转变为ZrO与ZrO2的混合相（Zr-O混合相）。（3）研究了层结构和界面性质对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷力学性能的影响。弱Zr2CN界面厚度大于15μm,界面厚度是层状陶瓷强度的主要控制因素;弱界面厚度小于15μm时,减小界面厚度有助于提高层状陶瓷强度和断裂功,且弱界面转换为强界面时有利于提高层状陶瓷的弯曲强度和断裂功。较弱的ZrO-Zr2CN软层降低了层状陶瓷的杨氏模量,但有利于提高层状陶瓷的断裂功。（4）研究了层间残余应力对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的能量吸收能力的影响。残余应力是影响能量吸收、释放和再分布的主要因素之一,随着Si3N4层内残余压应力的增加,层状陶瓷的弯曲断裂功增加。（5）研究了应变率对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的动态压缩性能的影响。随着应变率从1.1×103 s-1增加到3.3×103 s-1,ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的动态应变增加;在应变率为2.0×103 s-1时,动态压缩强度取得最大值。裂纹萌生区域为Zr2CN界面层,且随着应变率的增加,裂纹萌生区域的数量增加。（6）研究了界面性质和层结构对ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的动态压缩性能的影响,建立动态失效模型。Zr2CN界面厚度由35μm增加为25-30μm时,冲击应力波ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的传播模型由三杆共轴碰撞模型变为四杆共轴碰撞模型。随着界面强度的增加,ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷的动态压缩强度和动态能量吸收能力提高,但动态假塑性变形能力降低;随着Si3N4层厚度的增加,层状陶瓷的动态压缩强度和动态应变增加,但动态能量吸收能力降低。（7）研究了陶瓷层厚度、陶瓷层种类和金属层种类对M/C层状陶瓷动态压缩性能的影响。增加陶瓷层厚度和金属层强度,提高了M/C层状陶瓷的动态压缩强度,但减弱了动态变形能力和能量吸收能力;增加陶瓷层强度,大幅度提高了层状陶瓷的动态变形能力和能力吸收能力;提高金属层强度,提高了M/C层状陶瓷的动态承载能力,但降低了层状陶瓷的动态变形能力。（8）对比了反应热压烧结法和反应连接法两种制备的软硬交替叠层层状陶瓷,为抗冲击软硬交替叠层层状陶瓷的合理应用建立依据。反应连接法具有周期短、温度低的优势,制备的M/C层状陶瓷适宜用于抵抗低能量的动态载荷;反应热压烧结法制备的ZrO-Zr2CN/Si3N4层状陶瓷具有高强度、高应变和强能量吸收能力,更适宜于用于制备抗高速高能冲击的层状陶瓷。