Al₂O₃基共晶复合材料是一种极具潜力的工程陶瓷,广泛应用于航空航天先进涡轮发动机和燃气轮机的高温结构部件。通过开发新型低成本陶瓷制备技术与改性方法可以改善其微观组织结构,从而拓展新型Al₂O₃基共晶陶瓷体系,并提高其热机械性能。本文采用化学共沉淀方法,通过调整反应参数和煅烧温度可以低成本高效合成共晶成分Al₂O₃-GdAlO₃和Al₂O₃-ZrO₂-GdAlO₃纳米粉体,研究了煅烧温度对化学共沉淀法所制备纳米共晶Al₂O₃-GdAlO₃和Al₂O₃-ZrO₂-GdAlO₃粉体的形貌和结构的影响。α-Al₂O₃、GdAlO₃和t-ZrO₂是所合成粉体的主要物相,而作为中间相的θ-Al₂O₃和Gd₃Al₅O₁₂依次会发生从θ-Al₂O₃转变为α-Al₂O₃以及从Gd₃Al₅O₁₂（GdAG）热分解为GdAlO₃和α-Al₂O₃的相变过程。合成的陶瓷粉体分散性好、成分均匀,粉体颗粒平均粒径小于100nm。通过对热压烧结参数进行优化,确定最佳烧结温度为1500°C,并对烧结后的Al₂O₃-GdAlO₃和Al₂O₃-ZrO₂-GdAlO₃陶瓷块体的力学性能和热物理性能进行了研究。结果表明,Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷具有优异的力学性能,断裂韧性为7.5MPa?m^1/2,室温抗弯强度为556MPa,1000°C抗弯强度仍然保持为515MPa。Al₂O₃-ZrO₂-GdAlO₃陶瓷的断裂韧性为6.5 MPa?m^1/2,室温抗弯强度为485MPa,1000°C抗弯强度为335MPa。Al₂O₃-ZrO₂-GdAlO₃陶瓷在1200°C时的导热系数分别为1.9 W?m^-1?K^-1,在1100°C具有较高的热膨胀系数,分别为9.49?10^-6 K^-1。本文研究了凝固过程中Al₂O₃-GdAlO₃共晶陶瓷的微观组织演变。热压烧结的Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷微观组织由α-Al₂O₃和GdAlO₃细晶组成。一些球形GdAlO₃纳米晶分散在α-Al₂O₃晶粒中,平均粒径约为118nm。纳米尺度的GdAlO₃作为Al₂O₃晶内析出物,二者取向关系为[1?11]_GdAlO3//[0001]_Al2O3。Al₂O₃-GdAlO₃共晶陶瓷的微观结构演变很大程度上取决于加热温度,当加热温度低于1700°C时陶瓷未能熔化;当温度从1700°C提高到1770°C后,逐步形成了明显的Al₂O₃-GdAlO₃共晶显微组织。当加热温度为1720°C时,可获得部分熔融的Al₂O₃-GdAlO₃共晶陶瓷,其熔融区的微观结构属于三维连续网络交错（TDI）组织,由细小层间距λ_R=1.11μm的棒状共晶组织和晶界处粗大的GdAlO₃晶粒组成。当加热温度为1770°C时,Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷形成非常精细的共晶微观组织,中心区域的共晶熔体迅速细化得到层间距为λ_R=400nm规则棒状共晶组织,边界处为TDI组织,胞状结构的主要取向关系为[001]_GdAlO3//[011?1?]_Al2O3。此外,采用两步熔化方法可逐步形成完全均匀的共晶微观结构,首先在1720°C将Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷熔化,然后在1620°C下进行等温凝固,形成了部分团簇状的胞状共晶组织,同时边界包含不均匀的TDI组织和粗大Al₂O₃晶粒,此时棒状共晶组织的层间距为λ_R=2.08μm;如果将上述等温凝固温度设定在1680°C时,凝固后Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷形成更细小均匀的胞状共晶组织,此时棒状共晶组织的层间距为λ_R=1.15μm,边界主要由TDI组织和粗大GdAlO₃晶粒构成。本文研究了Al₂O₃-GdAlO₃共晶陶瓷从TDI组织过渡至层状/棒状共晶组织的转变,发现复杂的不规则TDI组织与非小平面生长规则的层状/棒状组织共存。将不同体积分数的SiC颗粒或Ti₃AlC₂ MAX相掺入共晶成分Al₂O₃-GdAlO₃粉末中,经烧结制备出致密的复合材料,研究了纳米级α-SiC颗粒或Ti₃AlC₂ MAX相的体积分数和烧结温度对复合材料微观组织结构、力学性能及其强韧化机制的影响规律。Al₂O₃-GdAlO₃-SiC陶瓷具备细小均匀的微观结构,主要物相为α-Al₂O₃、GdAlO₃和α-SiC。SiC颗粒均匀分散在GdAlO₃晶粒内以及α-Al₂O₃与GdAlO₃晶粒之间的界面处。制备的Al₂O₃-GdAlO₃-Ti₃AlC₂陶瓷具有均匀的微观组织,主要物相为α-Al₂O₃、GdAlO₃和Ti₃AlC₂,包含大量微米尺度的GdAlO₃晶粒和层状Ti₃AlC₂相。室温下,Al₂O₃-GdAlO₃-SiC陶瓷的抗弯强度随着SiC含量的增加而降低,在1500°C烧结的Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC陶瓷的抗弯强度达到520MPa;当SiC含量从10vol.%增加到20vol.%时,Al₂O₃-GdAlO₃-SiC陶瓷在1000°C下的抗弯强度从567MPa增加到616MPa。Al₂O₃-GdAlO₃-Ti₃AlC₂陶瓷的室温弯曲强度均高于未改性Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷,在1400°C烧结的Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂陶瓷的室温抗弯强度达到734MPa,在1000℃下的抗弯强度为757MPa。SiC或Ti₃AlC₂颗粒的添加有利于提高Al₂O₃-GdAlO₃基复合材料的断裂韧性。Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷的最高断裂韧性为7.5MPa?m^1/2,1550°C烧结的Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC陶瓷的断裂韧性为8.20MPa?m^1/2;当SiC含量增至20vol.%时,其断裂韧性达到9.28MPa?m^1/2。另外,当Ti₃AlC₂含量从10vol.%增加至20vol.%时,Al₂O₃-GdAlO₃-Ti₃AlC₂陶瓷的断裂韧性也增加。当烧结温度从1350°C升至1400°C时,Al₂O₃-GdAlO₃-20vol.%Ti₃AlC₂陶瓷的断裂韧性从7.7MPa?m^1/2增加至8.1MPa?m^1/2,其增韧机理主要归功于裂纹偏转、钉扎、桥接和分叉。本文研究了α-SiC颗粒或Ti₃AlC₂ MAX相加入Al₂O₃-GdAlO₃陶瓷基体后所得复合材料的抗高温氧化性能,讨论了氧化温度和时间的影响,并揭示了其氧化机理。Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC复合材料的高温氧化行为遵循经典线性规律,其活化能为222kJ/mol。Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料的高温氧化行为遵循抛物线速率规律,在600⁸00°C温度范围内的活化能为271.08kJ/mol。当氧化温度低于1200°C时,Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC复合材料表面粘附的致密氧化层主要由SiO₂和Al₂SiO₅相组成。随着氧化温度升高,SiO₂逐渐转变成Gd₂Si₂O₇。Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料表面的氧化层主要由TiO₂和α-Al₂O₃构成。Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC复合材科所形成的氧化膜有助于提高陶瓷的抗弯强度,当氧化温度从1000°C升高至1300°C时,经高温氧化1h后复合材料的室温抗弯强度从673MPa提高至773MPa。对于Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料,当氧化时间从0.5h延长至8h后,其室温抗弯强度从765MPa增加到781MPa,室温抗弯强度增强的主要原因是氧化产物填充了复合材料的微小裂纹和缺陷。通过对预制裂纹的陶瓷试样进行不同热处理工艺研究,揭示了Al₂O₃-GdAlO₃-SiC和Al₂O₃-GdAlO₃-Ti₃AlC₂复合材料的裂纹自愈合行为。对陶瓷试样裂纹愈合表面形貌进行观测,建立了不同复合材料的裂纹自愈合机理。SiC或Ti₃AlC₂颗粒加入到Al₂O₃-GdAlO₃复合材料中,可为Al₂O₃-GdAlO₃复合材料提供一种裂纹自修复功能。预制裂纹的Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC复合材料经1100°C热处理10h后具有裂纹高温自愈合能力,可使表面长度240μm、宽度1μm的裂纹完全愈合。同样,具有裂纹自愈合能力的Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料经700°C热处理10h后,完全愈合了240μm长且1μm宽的裂纹。Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC和Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料分别在1100°C和700°C温度下热处理不同时间,发现其强度恢复程度随着热处理时间的增加而增加,且经过10h热处理后获得完全强度恢复,Al₂O₃-GdAlO₃-10vol.%SiC和Al₂O₃-GdAlO₃-15vol.%Ti₃AlC₂复合材料的室温抗弯强度分别达到518MPa和730MPa。