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TiB2、ZrB2、HfB2都属于超高温陶瓷,有着高熔点、高硬度、耐腐蚀等优异性能,因此广泛应用于超音速飞行器的鼻锥等高温热防护部位。随着近年来我国在航空航天领域的快速发展,硼化物超高温陶瓷的研究也逐渐成为热点。但由于存在强共价键,硼化物有着难烧结、韧性差等缺陷。鉴于此,本研究尝试四种方法制备单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶粉体,并研究了（Ti,Zr,Hf）B2固溶体陶瓷的力学性能与热性能。为进一步提升（Ti,Zr,Hf）B2固溶体的力学与热性能,本研究使用Ti3Al C2作为添加剂制备（Ti,Zr,Hf）B2基复合陶瓷,研究了Ti3Al C2添加量及烧结温度对复合陶瓷的力学性能、抗氧化性、抗热震性能的影响,主要结论如下:本文用四种方法制备单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶粉体,其中直接固溶法、B4C还原法、硼/碳热还原法制备成功。从合成温度来看,由于使用高熔点的Zr B2、Hf B2、Ti B2粉体为原料,直接固溶法的合成温度为1950℃,高于B4C还原法与硼/碳热还原法的1800℃。由于合成温度高,直接固溶法制备的单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶粉体粒度为3～5μm,高于B4C还原法与硼/碳热还原法的2～3μm。含氧量方面,由于直接固溶法所用原料为高纯粉体,制得的单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶体中氧原子质量分数为4.12%,低于B4C还原法、硼/碳热还原法的8.51%、9.96%。B4C还原法、硼/碳热还原法以过渡金属氧化物为反应原料,制备的粉体中存在残留的氧化物原料及反应中间产物B2O3,从而导致较高的含氧量。本文还尝试了在1600℃管式炉中采用熔盐辅助B4C还原法低温制备（Ti,Zr,Hf）B2固溶粉体。但由于Ti原子与Hf、Zr原子半径相差较大,固溶产生晶格畸变大,完全固溶所需温度高,因此在管式炉的极限温度1600℃下,通过提高熔盐量无法合成单相（Ti,Zr,Hf）B2。本研究在1900℃、30 MPa、保温1 h、真空气氛下热压烧结制备了单相（Ti,Zr,Hf）B2陶瓷,同时在相同条件下制备了单相Zr B2、Hf B2、Ti B2陶瓷作为对比。力学性能方面,由于固溶产生的晶格畸变及晶粒细化,单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶体的硬度高达23.5 GPa,高于三种单组元硼化物陶瓷,但由于单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶体的相对密度大于Ti B2而小于Zr B2、Hf B2,因此抗弯强度和断裂韧性接近三个组元的平均值。由于晶格畸变导致的声子散射的增强,单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶体的室温热导率为11 W/（m·K）,低于三个单组元硼化物。单相（Ti,Zr,Hf）B2的热膨胀系数为8.71×10-6K-1,高于其硼化物组分,这源于固溶体熵值的增加。本文在1000℃、1200℃、1400℃对单相（Ti,Zr,Hf）B2固溶体陶瓷进行了3h的静态氧化实验并计算了单位面积氧化增重。在氧化温度为1000℃、和1200℃时,（Ti,Zr,Hf）B2的单位面积氧化增重与Zr B2、Hf B2相当,低于Ti B2,证明低温综合抗氧化性得到了提高,这是由于固溶体中原子的迟滞扩散以及氧化形成的B2O3液相膜的共同保护作用。而在1400℃氧化时,B2O3的蒸发加剧导致固溶体抗氧化性降低。为了进一步改善力学性能,在单相（Ti,Zr,Hf）B2陶瓷的原料中加入不同比例的Ti3Al C2作为添加剂,使用热压烧结在1800℃和1900℃两个温度及30 MPa、保温1h条件下制备了（Ti,Zr,Hf）B2基复合陶瓷。1900℃下制备的复合陶瓷的致密度和力学性能都高于1800℃时的试样,说明烧结温度的提高对性能的提高十分明显。1900℃制备的复合陶瓷的最佳力学性能是Ti3Al C2添加量为5 wt.%的试样,该条件下,复合陶瓷的致密度最高,而随着Ti3Al C2添加量的增多,生成高熔点的（Hf,Zr）C并发生聚集,其致密度和性能逐渐下降。最佳性能的复合陶瓷致密度为95.5%,其硬度、抗弯强度、断裂韧性分别为:19.5±0.5 GPa、569±21 MPa、5.49±0.13 MPa·m1/2。使用1900℃制备的（Ti,Zr,Hf）B2基复合陶瓷进行了静态氧化实验,测量了氧化前后的单位面积增重。由于Ti3Al C2添加量为5 wt.%的试样的相对密度最高,因此单位面积氧化增重最小。通过水淬法对1900℃制备的（Ti,Zr,Hf）B2基复合陶瓷的抗热震性进行了研究,结果显示,Ti3Al C2添加量为5 wt.%的试样抗热震性最好,其临界热震温差值为359℃,随着Ti3Al C2添加量的增加,致密度逐渐下降,而且生成与基体热膨胀系数相差较大的（Hf,Zr）C相,在热震时产生裂纹,导致了抗热震性逐渐降低。