本文以Ti、BN、B和MoSi2粉体为原料,采用反应热压烧结法制备了不同组分的TiN–TiB2复相陶瓷及 TiN–TiB2–MoSi2复相陶瓷。通过研究 Ti、B混合粉体和Ti、BN混合粉体在高温下的具体反应路径,制定了TiN–TiB2基复相陶瓷的反应烧结制备工艺。在成功制备TiN–TiB2基复相陶瓷的基础上，对其显微组织结构、力学性能、高温静态氧化行为和宽温域下的干滑动磨损行为进行了较系统的研究,探讨了反应热压烧结TiN–TiB2基复相陶瓷的强韧化机制、氧化机理及磨损机理。　　在20oC·min–1的升温速率下,在1300℃以下温度范围内Ti与B或BN粉体之间发生受扩散控制的固–固反应,不会引爆高温自蔓延燃烧反应。反应物通过扩散、固溶与反应形成α-TiN0.3、TiB、Ti2N和TiNx等中间反应产物,但随着煅烧温度提高,这些中间反应产物都最终反应生成热力学稳定的TiN和TiB2,没有初始反应物或中间反应产物残留。基于此,制定了“中温反应,高温烧结”的二步法反应烧结工艺,并成功制得了设计组分的TiN–TiB2基复相陶瓷。　　由于中温段反应生成的TiN和TiB2粉体粒径大小不同,它们在烧结过程中晶界迁移速率不同,最终导致通过二步法反应热压烧结的TiN–TiB2复相陶瓷具有“晶内/晶间混合型”的结构特征。随烧结温度的提高,TiN–TiB2复相陶瓷的致密度和力学性能都大幅提升。在1800℃烧结的3种不同组分的TiN–TiB2复相陶瓷的致密度都超过了97％,其中TiN与TiB2相摩尔比为2:1的NB21复相陶瓷具有最高致密度,同时它还具有最大的抗弯强度和断裂韧性,分别为732MPa和8.5MPa·m1/2,明显优于TiB2单相陶瓷。对NB21复相陶瓷的强韧化机制进行了讨论,结果表明 NB21复相陶瓷的断裂模式为穿晶断裂和沿晶断裂混合型,晶粒细化和残余应力场对晶界的强化造成材料强度提高,而裂纹偏转、桥联和TiN晶穿晶断裂面的台阶状扩展等使裂纹扩展过程中消耗更多的断裂能,促进了材料断裂韧性的提高。　　TiN–TiB2复相陶瓷在500℃以上氧化生成了TiO2、B2O3和N2。低于800℃静态氧化时,致密的氧化层能对内部基体材料的氧化起到保护作用,TiN–TiB2复相陶瓷的氧化受O2(O2–)通过氧化层向内扩散控制,其氧化动力学曲线符合抛物线规律。在800℃以上温度时,B2O3蒸发加速造成氧化层疏松多孔,加速了O2(O2–)向氧化层内扩散速率,同时向外扩散的Ti4+在氧化层表面生成向外生长的TiO2,TiN–TiB2复相陶瓷的氧化转变为受反应速率控制,其氧化动力学曲线向线性规律转变。由于 MoSi2氧化生成的SiO2能有效减缓 O2(O2–)通过氧化层向内扩散速率并愈合修复氧化层中的空洞,添加MoSi2可以改善TiN–TiB2复相陶瓷的抗氧化性能。TiN–TiB2–MoSi2复相陶瓷在800–1300℃温度范围内始终表现出抛物线型的静态氧化增重行为。　　TiN–TiB2复相陶瓷具有优异的耐磨性能。在0.02m·s–1的低滑动速率下与Al2O3球配副进行球盘往复式干滑动摩擦时,TiN–TiB2复相陶瓷的体积磨损率在10–8–10–6mm3·N–1·m–1数量级。随温度的增加,TiN–TiB2复相陶瓷的磨损机制发生变化。室温时,TiN–TiB2复相陶瓷的磨损主要是微断裂磨损;400℃时,除轻微断裂磨损外,TiN–TiB2复相陶瓷还发生了摩擦氧化磨损;700℃时, TiN–TiB2复相陶瓷的磨损主要是氧化磨损,摩擦氧化生成的TiO2(A)和热氧化生成的TiO2(R)和B2O3能对摩擦副起到有效的降摩减磨作用。　　在0.13m·s–1的高滑动速率下与Al2O3球配副的球盘回转式干滑动摩擦时, NB21、NBMS20复相陶瓷和TiB2单相陶瓷的磨损机制同样随温度的升高而发生改变。在室温和600℃时,三种材料的磨损机制主要为断裂磨损和磨粒磨损,体积磨损率与材料的断裂韧性和硬度有关。由于具有最高的断裂韧性,NB21在三种材料中具有最低的体积磨损率(在10–6mm3·N–1·m–1数量级),比TiB2单相陶瓷要低一个数量级。而NBMS20由于断裂韧性和硬度相对最低,其体积磨损率最高(在10–4mm3·N–1·m–1数量级)。在800℃时,它们的磨损机制主要为氧化磨损。由于在800℃时TiB2氧化生成大量B2O3提供了液态润滑,因此TiB2/Al2O3摩擦副的摩擦系数最小,而NBMS20的氧化速率最慢,体积磨损率较低。