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高温结构陶瓷应用广泛,既可应用于在1200 oC以上的高温条件下长时间使用的现代化的工业生产和新能源技术,还可应用于在1500 oC以上的高温条件下短时间使用的军事与航天技术。红柱石具有烧成温度范围广、烧成收缩小等优良特征,是一种制备高温结构陶瓷的优良原材料。11001600 oC温度范围内红柱石会原位转化为莫来石和富硅液相,富硅液相的存在对陶瓷样品的力学性能不利。本文通过添加山铝α-Al2O3与富硅液相反应生成二次莫来石。从而降低富硅液相的含量,最终提高陶瓷样品的力学性能。因为高温结构陶瓷使用环境的特殊,本文以红柱石、山铝α-Al2O3、ZrO2和SiC为主要原料,采用无压、埋粉烧结法,设计并制备耐高温红柱石基复相陶瓷。并且系统地研究了山铝α-Al2O3、ZrO2和SiC与红柱石复合的情况。本实验的物理性能测试主要包括陶瓷配方样品的烧成收缩率、气孔率、体积密度、吸水率。并且采用XRF、XRD、SEM及EDS等现代测试技术测试分析了样品的物相组成和微观形貌,探讨了样品的配方组成、制备工艺、微观结构和性能之间的关系。重点揭示了提高红柱石基复相陶瓷抗热震性能、高温体积稳定性及热导率的机理。本文通过添加山铝α-Al2O3与富硅液相反应生成二次莫来石来提高陶瓷样品的抗热震性能。主要分析了刚玉-红柱石基复相陶瓷制备与结构性能的关系。本实验以红柱石及山铝α-Al2O3为主要原料,添加TiO2作为烧结助剂,设计了A系列配方,采用原位合成技术制备了刚玉-莫来石复相陶瓷,烧成温度范围为1540-1650 oC。本实验探讨了不同质量配比的刚玉-红柱石基复相陶瓷之间的性能差异并揭示了提高陶瓷样品抗热震性能的机理。并采用XRD及SEM等方法分析陶瓷配方样品的微观结构。实验结果表明:莫来石与刚玉比例以6:4（质量比）的A4样品（红柱石:37.31%、山铝α-Al2O3:62.69%、TiO2:1%）为最佳,经1650oC烧成A4配方样品的吸水率是0.15%,气孔率是0.42%,体积密度是3.21 g/cm3,抗折强度达117.32 MPa。经30次热震后（1100 oC室温,空气中冷却）样品表面无裂纹,抗折强度不降反升,与热震前相比增加了2.46%。热震前后A4配方样品的相组成均为莫来石及刚玉。抗热震机理表明:刚玉-红柱石基复相陶瓷热震前后的微观结构均较为致密,晶体断面有撕裂痕迹,样品断裂方式主要是穿晶断裂和沿晶断裂两者相结合。热震过程中发生二次莫来石化反应,莫来石相对含量的增加提高了样品的抗折强度。为了提高陶瓷样品的抗折强度,本章实验在A系列最佳配方A4的基础上,添加不同添加量的ZrO2设计了C系列配方,烧成温度范围为1500-1650 oC。研究了氧化锆-刚玉-红柱石基复相陶瓷组成、工艺与结构性能的关系,揭示了ZrO2增强机理。结果表明:1600 oC烧成的C2样品（红柱石33.58%,山铝α-Al2O356.42%,ZrO2 10%,外加TiO2 1%）为最佳,经1600 oC烧成样品的高温塑性变形量与1650 oC烧成的C0样品的高温塑性变形量一致,抗折强度比C0样品的高17.84%（1650 oC烧成的C0样品的抗折强度为117.32 MPa）。添加的ZrO2在冷却过程中发生马氏体相变（t-ZrO2→m-ZrO2）,产生体积膨胀,样品中产生残余压应力,造成主裂纹扩展途径弯曲、分枝或者偏折,从而提高样品抗折强度。C2样品经30次热震后（1100 oC室温,空气中冷却）样品表面无裂纹,强度损失率仅为2.00%。热震后C2配方样品的相组成为刚玉,莫来石及m-ZrO2。热震前样品的晶体发育完善,莫来石和刚玉晶体呈纵横交错排列,氧化锆颗粒均匀分布于莫来石和刚玉晶粒之间。热震后样品出现花状晶体,晶粒间的结合不够紧密,晶粒间的相互作用力下降导致样品的抗折强度的降低,ZrO2分布是间晶型。热导率是表征耐高温红柱石基复相陶瓷的一项重要性能。本实验在C系列最佳配方C2的基础上,添加不同添加量的SiC设计了D系列配方。并且研究了提高样品热导率以及抗氧化机理。研究结果表明:D3配方样品（红柱石33.58%,山铝α-Al2O3 56.42%,ZrO2 10%,外加TiO2 1%,外加SiC 30%）为最佳,经1420℃烧成的D3配方样品的吸水率达10.69%,气孔率达26.62%,体积密度达2.49g/cm3,抗折强度达80.57 MPa。热震30次后抗折强度为81.89 MPa。由此可知,经1420 oC烧成的D3配方样品抗热震性能良好。XRD和SEM分析表明样品的相组成为刚玉、莫来石、m-ZrO2和SiC。样品中存在少量大气孔,板块状的莫来石及SiC相互交叉生长,柱状刚玉及颗粒状的ZrO2晶粒均匀分布其中。样品在热震过程中发生表面氧化并因此表面的受力状态发生改变,从而抵消样品急冷过程中产生的表面张应力,避免样品发生热震断裂。1420 oC烧成的D3样品氧化100 h后的相组成为莫来石、刚玉、SiC、ZrSiO4及α-SiO2。SiC虽发生氧化,但是氧化100 h后SiC相仍然存在,且样品外观没有掉粉鼓泡等现象,抗氧化性能良好。这是因为氧化过程中,样品表面产生氧化物层,减缓氧气扩散进入样品内部的速度,从而避免样品遭受进一步的氧化而导致失效。