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本论文以SiC、TiH2和石墨粉末为原料,采用热等静压原位合成工艺,成功制备了有望应用于高温结构件的高SiC含量的致密Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷。运用扫描电子显微分析、X射线衍射分析、热重分析、光学显微镜高温原位动态观察对高温抗氧化性能和氧化机理进行了系统研究。并对Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的致密化机理、微观组织、常温和高温力学性能,进行了较为系统的研究,获得了以下主要结论：1.采用热等静压原位合成工艺,以SiC、TiH2和石墨粉末为原料,在1500～1600℃×100MPax2-4h工艺条件下,可以制备相对密度98%以上的Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷(SiC的体积分数达到70%,摩尔数m可达8)；Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷由Ti3SiC2、SiC和少量的TiC组成,组织细小、均匀；Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷具有较为优良的导电性,SiC含量小于67vo1.%时,致密的Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷电阻率低于150μΩ·cm,可以用电火花切割加工。2.研究了SiC含量和粉末粒度以及热等静压工艺对复相陶瓷致密度的影响作用。用刚球堆积模型合理解释了Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的致密化过程,SiC硬颗粒在空间均匀堆积,具有高温塑变能力的Ti3SiC2填充SiC硬质颗粒的间隙,SiC含量对致密化有显著影响作用。3.维氏硬度和断裂韧性测试表明,随着SiC含量增加,致密的Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的硬度升高,断裂韧性下降；裂纹在Ti3SiC2基体中的扩展路径由于受到晶粒取向的影响发生偏转,小的SiC颗粒使裂纹发生偏转,而大的SiC颗粒导致裂纹穿过,裂纹偏转效应提升了Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的断裂韧性。4.三点弯曲强度测试表明,随着温度升高,Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的三点抗弯强度先升高后下降,约1000℃出现转变,1200℃左右下降到室温的一半；1000℃以下发生弯曲强度上升与表面轻微氧化引起的应力集中消除有关。5.单向拉伸实验结果显示复相陶瓷的低温断裂为典型的脆性断裂,在1000℃以上的高温,表现出一定的塑性变形能力,复相陶瓷的杨氏模量E随温度的提高而下降,Ti3SiC2/7SiC复相陶瓷在900℃的E高达100.0GPa,1000℃为20.6GPa,1100℃下降为9.8GPa。6.采用单向拉伸加载模式,研究了Ti3SiC2/SiC复相陶瓷的高温持久与蠕变性能,结果显示：本试验条件下的稳定应变速率在10-8～10-7S-1数量级,1000℃Ti3SiC2/7SiC复相陶瓷的持久寿命为t=exp(17.6)σ-2.5(min)。Ti3SiC2/7SiC的高温蠕变只有减速变形和稳定变形两个阶段,没有出现加速变形阶段,这与单相Ti3SiC2的蠕变规律不同。蠕变激活能为691.7KJ/mol。蠕变速率与载荷和温度之间符合下列关系：ε=dε/dt=ε0exp(28.1)(σ/σ0)exp(-691700/RT)这里ε0=1S-1,σ0=1MPa,R=8.314J·mol-1·K-1。7.采用热重法测试了Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷在800～1450℃的氧化增重动力学曲线,结果显示在1400℃以下的整个温度范围内,Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷具有优异的抗氧化性能,抗氧化性能随SiC含量增加而提高；1200℃以下,Ti3SiC2/7SiC复相陶瓷的高温氧化动力学符合抛物线规律；发现了1300～1400℃,Ti3SiC2/7SiC复相陶瓷的长时间抗氧化性能优于1200-℃的这一特殊现象。8.光学显微原位动态观察氧化过程,发现复相陶瓷中的TiC,在约650℃开始首先发生明显氧化,然后是Ti3SiC2在800℃开始明显氧化,直到1200℃,SiC才发生明显氧化；对氧化层的组成和形貌进行X射线衍射分析和扫描电子显微结合能谱分析,结果表明Ti3SiC2/mSiC复相陶瓷的氧化产物为非晶态的Si02(来源于SiC的氧化)、金红石型Ti02(来源于TiC、Ti3SiC2的氧化)和晶态Si02(来源于Ti3SiC2的氧化)。9.结合原位动态观察、氧化物组成分析和氧化动力学曲线特征,提出了Ti3SiC2/SiC复相陶瓷的氧化机理模型：复相陶瓷的抗氧化性能取决于SiC氧化形成的非晶Si02对表层氧化物生长过程和形态的影响作用。在自由生长条件下,Ti02以台阶长大形式生长,形成{211)择优取向,晶粒外形规则,结合较为紧密,晶粒间存在间隙；在高温下由于受到SiC氧化形成的非晶态Si02的浸润与融合作用,Ti02的生长形态与速度受到制约,并引起Ti02晶粒形貌的改变,形成致密的保护膜,从而有效提高复相陶瓷的高温抗氧化性。该模型对Ti3SiC2/7SiC复相陶瓷的高温长时间氧化的特殊现象作出了合理解释。