超高溫陶瓷的研究最早開(kāi)始于20世紀(jì)60年代，美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室發(fā)現(xiàn)：向硼化物中添加SiC可以提高材料的力學(xué)性能和抗氧化性，使其成為了研究超高溫陶瓷的主體材料^[1]。20世紀(jì)60年代，蘇聯(lián)總結(jié)了過(guò)渡硼化物成鍵的特征和晶體的結(jié)構(gòu)，而我國(guó)也開(kāi)始了有關(guān)ZrB2在電極材料中的研究。隨著科技的發(fā)展，21世紀(jì)初超高溫陶瓷有了質(zhì)的突破，在美國(guó)自然科學(xué)基金的資助下，許多的美國(guó)大學(xué)開(kāi)始了有關(guān)這方面的研究，特別是在2004年的超高溫陶瓷材料聯(lián)合工作會(huì)議后，超高溫陶瓷成為了全球研究的熱點(diǎn)^[1-2]。超高溫陶瓷的熔點(diǎn)高達(dá)3000℃，并且該類(lèi)材料的孔隙率低，強(qiáng)度和耐燒蝕性能好，不過(guò)單獨(dú)使用時(shí)總存在一些性能上的缺陷，如斷裂韌性低、抗沖擊和抗氧化性能差，但是加入SiC后可以極大的彌補(bǔ)這些缺陷^[2]。ZrB2-SiC是現(xiàn)在最重要且最典型的超高溫陶瓷材料，超高溫陶瓷主要應(yīng)用在一些環(huán)境惡劣的地方，如飛行器的鼻錐、機(jī)翼等部位，而隨著科技的發(fā)展^[3]，各國(guó)為了實(shí)現(xiàn)對(duì)天空中未知領(lǐng)域的控制，對(duì)超高溫陶瓷提出了更高的需求。

從ZrB2的晶體結(jié)構(gòu)圖中發(fā)現(xiàn)，B和Zr兩種原子的原子面形成了類(lèi)似石墨的層狀結(jié)構(gòu)，在B原子面和Zr原子面的中間還包含了Zr-B離子鍵、Zr-Zr金屬鍵和B-B共價(jià)鍵。這種奇特的晶體結(jié)構(gòu)和多種鍵的存在使得其具有高熔點(diǎn)、高硬度和高穩(wěn)定性；不過(guò)ZrB2的脆性和在高溫條件下容易氧化，所以通常加入SiC提高其性能^[4-5]。王軍凱^[6]通過(guò)研究ZrB2-SiC/MgO-C復(fù)合材料性能，發(fā)現(xiàn)隨加入SiC含量的增多，該耐火材料的性能呈先上升后下降的趨勢(shì)，并且當(dāng)SiC的含量為20%時(shí)，該材料性能最好。

1.超高溫陶瓷的制備方法

ZrB2擁有著高熔點(diǎn)和極強(qiáng)的共價(jià)鍵，所以很難燒結(jié)致密，這也成為了限制其在高溫環(huán)境中的應(yīng)用因素^[7]。目前，主要的燒結(jié)工藝有熱壓燒結(jié)、反應(yīng)熱壓燒結(jié)、無(wú)壓燒結(jié)、放電等離子燒結(jié)等。

1.1.熱壓燒結(jié)

利用熱壓燒結(jié)（HP）制備ZrB2復(fù)合材料，首先需要將原料制成粉體，接著再將粉體填充進(jìn)模具中，最后再?gòu)膯屋S方向同時(shí)加壓加熱進(jìn)行燒結(jié)，這是最初燒結(jié)致密超高溫陶瓷的方法^[8]。在高的壓力環(huán)境中，粉體處于塑性狀態(tài)，易于流動(dòng)和致密化，并且同時(shí)加熱加壓有助于粉體的擴(kuò)散和流動(dòng)等過(guò)程，有利于降低燒結(jié)溫度和時(shí)間，從而得到細(xì)小的晶粒。熱壓燒結(jié)溫度一般是在1850～2250℃，壓力范圍一般在20～50MPa^[9]。在燒結(jié)時(shí)可以適當(dāng)降低原料的粒徑，因?yàn)檫@樣可以降低燒結(jié)溫度，并且還能提高燒結(jié)的致密度^[10]。在利用熱壓法制備ZrB2復(fù)合材料的過(guò)程中，燒結(jié)助劑可以有效的抑制晶粒生長(zhǎng)從而提高材料的致密化程度和力學(xué)性能。翟風(fēng)瑞等^[11]在1350～1450℃以B2O3為燒結(jié)助劑采用熱壓法燒結(jié)氮化硼陶瓷，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，添加燒結(jié)助劑后在低溫的環(huán)境中可以獲得晶粒均勻的氮化硼陶瓷，并且可以制備出高致密的氮化物陶瓷。從熱壓燒結(jié)出來(lái)的BN斷口和表面形貌可以發(fā)現(xiàn)，大部分的晶粒比較細(xì)小,材料的致密度高。Venkateswaran等^[12]采用熱壓法制備了ZrB2-10wt%SiC-10wt%MoSi2復(fù)合材料，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)以MoSi2為燒結(jié)助劑可以適當(dāng)降低100～200℃的燒結(jié)溫度，實(shí)驗(yàn)在1800℃的燒結(jié)溫度和30MPa的燒結(jié)環(huán)境中燒結(jié)，所得的復(fù)合材料的相對(duì)密度可達(dá)98.8%。

1.2.反應(yīng)熱壓燒結(jié)

反應(yīng)熱壓燒結(jié)（RHP）指的是在高溫下粉體會(huì)發(fā)生某種化學(xué)反應(yīng)的燒結(jié)工藝，利用反應(yīng)熱壓燒結(jié)，可以有效地降低燒結(jié)溫度并得到致密的材料^[13]。這主要是因?yàn)樵跓Y(jié)的過(guò)程中，除了粉體表面的自由能和外加的機(jī)械作用力提供能量外，原料的自身反應(yīng)也能作為燒結(jié)的激活能或推動(dòng)力，所以利用反應(yīng)熱壓法燒結(jié)材料可以有效的節(jié)約成本提高效率。但是，一些研究發(fā)現(xiàn)，如果燒結(jié)過(guò)程中控制不當(dāng)，可能會(huì)產(chǎn)生晶粒粗大等問(wèn)題，其制備ZrB2-SiC復(fù)合材料的反應(yīng)式^[14]：2Zr+Si+B4C=2ZrB2+SiC（1）在原位反應(yīng)中產(chǎn)生的SiC除了有降低燒結(jié)溫度的作用外，還對(duì)微觀結(jié)構(gòu)有著影響，采用此法制備ZrB2-SiC復(fù)合材料，燒結(jié)溫度一般在1650℃。王玉金等^[15]利用反應(yīng)熱壓燒結(jié)技術(shù)制備BN-ZrB2-ZrO2復(fù)合材料，在1600℃的燒結(jié)溫度下，以30MPa的燒結(jié)壓力燒結(jié)90min后得到的復(fù)合材料，其密度能夠達(dá)到93%以上，BN-ZrB2-ZrO2復(fù)合材料的密度見(jiàn)文獻(xiàn)[15]。Zhang等^[16]利用反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備ZrB2-SiC材料，在30MPa的氬氣環(huán)境中以1900℃的燒結(jié)溫度燒結(jié)出來(lái)的復(fù)合材料相對(duì)密度可以達(dá)到97.67%。

1.3.無(wú)壓燒結(jié)

無(wú)壓燒結(jié)（PS）具有操作簡(jiǎn)單、成本低等優(yōu)點(diǎn)^[17]。但是，由于在無(wú)壓燒結(jié)過(guò)程中缺乏壓力驅(qū)動(dòng)^[18]，只有通過(guò)提高燒結(jié)溫度才能激活粒子的擴(kuò)散，所以需要采用較高的制備溫度，一般都是在2000℃以上。為了提高燒結(jié)的致密度，主要通過(guò)添加燒結(jié)助劑和降低粉末粒徑來(lái)實(shí)現(xiàn)^[19]。郭偉明等[20]發(fā)現(xiàn)，燒結(jié)助劑能夠影響材料的性能，實(shí)驗(yàn)通過(guò)選用兩種不同的燒結(jié)助劑，分別為MgO-Al2O3-Lu2O3和MgO-Al2O3-Y2O3，采用無(wú)壓燒結(jié)制備了Si3N4陶瓷，分別是SN1和SN2，通過(guò)對(duì)比所制備的Si3N4顯微結(jié)構(gòu)發(fā)現(xiàn)，以后者為燒結(jié)助劑所制備的材料晶粒更細(xì)，SN2的致密度高達(dá)99.9%。表2為材料的硬度、彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性的數(shù)值表。其硬度、彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性分別高達(dá)15.29GPa、758MPa和6.60MPa·m^1/2。李宗家等^[21]采用無(wú)壓燒結(jié)在2200℃下以C和Si為燒結(jié)助劑制備了B4C-TiB2復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)當(dāng)TiB2的含量為30%時(shí)，材料的致密度為94.59%，硬度、抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性較高，分別為182MPa和3.97MPa·m^1/2。

1.4.放電等離子燒結(jié)

放電等離子燒結(jié)（SPS）技術(shù)^[22]是粉體在高頻的脈沖電流的作用下均勻受熱，從而提高原子的擴(kuò)散能力，使燒結(jié)能夠快速致密。與傳統(tǒng)的熱壓燒結(jié)相比，升溫與冷卻快，能夠節(jié)省很多時(shí)間，并且耗能也大大降低，但是利用SPS不能燒結(jié)大尺寸和形狀復(fù)雜的材料。

姜子晗等^[23]在1750℃下采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)以MoSi2為燒結(jié)助劑，燒結(jié)壓力為50MPa，保溫10min，制得致密度為99.88%的ZrB2基陶瓷材料。鐘潤(rùn)牙等^[24]分別利用SPS法和HP法制備Al2O3-SrFe12O19復(fù)合材料，比較了不同燒結(jié)方法制備的Al2O3-SrFe12O19復(fù)合材料的致密度，兩種燒結(jié)方法的燒結(jié)壓力皆為30MPa，其中SPS的燒結(jié)環(huán)境為真空，燒結(jié)溫度為1200℃，HP在Ar氣的環(huán)境中燒結(jié)，由于SPS爐鐘的溫度比HP爐中的溫度高200℃，所以采用HP法燒結(jié)的溫度為1400℃，該實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)：SPS試樣比HP試樣更加致密，并且平均粒徑為1～2μm，比HP試樣的平均粒徑小1～2μm。Wang等^[25]在1550℃、40MPa的燒結(jié)環(huán)境中利用SPS法燒結(jié)制備了ZrB2-SiC復(fù)合材料，該實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)：隨著SiC晶須含量的增加，該復(fù)合材料晶粒越細(xì)小。當(dāng)SiC的含量為15Vol%時(shí)，ZrB2-SiC的致密度可達(dá)97%。

2.ZrB2-SiC復(fù)合材料的性能

2.1.力學(xué)性能

在ZrB2基體中，SiC通常以彌散顆粒^[26-27]形式分布，所以在以SiC增韌的ZrB2-SiC體系中，SiC的含量和顆粒大小都對(duì)ZrB2-SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能有一定的影響。趙俊峰等^[27]利用SPS法制備了彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性分別為743MPa、6.5MPa·m1/2的ZrB2-30%SiC復(fù)合材料。何慧娟等^[28]利用SPS法制備了ZrB2-20%SiC的復(fù)合材料，選用平均粒徑為400nm、純度不小于99%的ZrB2粉末和平均粒度為50nm純度不小于99%的SiC納米粉末，經(jīng)球磨機(jī)球磨后進(jìn)行干燥處理，之后放入SPS燒結(jié)爐進(jìn)行燒結(jié)，對(duì)燒結(jié)好的試樣進(jìn)行力學(xué)測(cè)試。結(jié)果發(fā)現(xiàn)：ZrB2-20%SiC的硬度為18GPa，彈性模量為541GPa，斷裂韌性為5.7MPa·m^1/2。

2.2抗氧化性能

單相ZrB2的抗氧化性很低，不過(guò)ZrB2-SiC基陶瓷的抗氧化性^[29]能很好。這是因?yàn)樵?/span>800～1200℃的時(shí)候會(huì)發(fā)生氧化生成B2O3（熔點(diǎn)為450℃），而液相的B2O3形成了氧化膜從而保護(hù)材料，在1200～1600℃時(shí)生成SiO2保護(hù)膜，同時(shí)SiO2與ZrO2反應(yīng)，形成ZrSiO4將SiO2釘扎住，從而延長(zhǎng)SiO2保護(hù)膜的存在時(shí)間，當(dāng)溫度高于2000℃時(shí)由ZrO2的骨架充當(dāng)氧化防護(hù)作用。

胡平^[30]發(fā)現(xiàn)不同含量的SiC對(duì)ZrB2的抗氧化性能影響不同，在1800℃以下，SiC的增多會(huì)使ZrB2-SiC的抗氧化性能提高，不過(guò)當(dāng)SiC的含量高于20%后，抗氧化性提高的不明顯。這主要是因?yàn)镾iC的存在會(huì)填補(bǔ)ZrB2內(nèi)的孔洞，當(dāng)SiC的含量為20%時(shí)，孔洞基本已經(jīng)填補(bǔ)完全，所以不論再怎樣提高SiC的含量，材料的抗氧化性也提升的不明顯；純ZrB2破環(huán)嚴(yán)重，含10%SiC的ZrB2-SiC氧化后無(wú)明顯破壞，但表層的SiC含量較少；含20%SiC的ZrB2-SiC表面SiO2較多，與ZrB2-30%SiC相比，表層SiC的含量略少。

閆永杰等^[31]分別以4wt%Mo-2wt%B₄C和4wt%Mo為燒結(jié)助劑，利用常壓燒結(jié)制備了ZrB2-SiC復(fù)相材料，并研究了其抗氧化行為。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，燒結(jié)助劑的選擇對(duì)材料的抗氧化性能有影響，相比于單獨(dú)以Mo為燒結(jié)助劑而言，兩種燒結(jié)助劑可以改善材料的抗氧化性能，在1200～1400℃，材料的質(zhì)量有略微下降，但是在1400℃以下，材料的抗彎強(qiáng)度基本沒(méi)變，說(shuō)明材料在高溫下力學(xué)性能較好。1100℃時(shí)氧化層變?yōu)?層：最外層是ZrB2氧化后出現(xiàn)的ZrO2層，中間層是還未氧化的SiC；1200℃時(shí)出現(xiàn)了少量的SiO2液相層，與1100℃相比沒(méi)有太大的變化；1300℃時(shí)液相層比較明顯，此時(shí)SiC顆粒開(kāi)始出現(xiàn)氧化。當(dāng)溫度上升至1400～1600℃時(shí)，液相層隨溫度升高在持續(xù)變厚，中間由于SiC的揮發(fā)產(chǎn)生空洞，表面也出現(xiàn)少量的凹坑；當(dāng)溫度達(dá)到1600℃時(shí)，表面出現(xiàn)ZrO2顆粒，材料的氧化層被嚴(yán)重破壞。

2.3抗熱震性能

在超高溫陶瓷的使用過(guò)程中，材料由于氣動(dòng)加熱會(huì)導(dǎo)致升溫速度非?？?，所以材料最先受到的沖擊就是熱沖擊，這也使對(duì)材料進(jìn)行抗熱震性能研究是非常有必要的。熱震損傷是ZrB2-SiC材料主要的熱震破壞形式^[32]，隨著熱震溫度的升高，材料的殘余強(qiáng)度隨之降低，但是當(dāng)材料氧化產(chǎn)生B2O3和SiO2玻璃相時(shí)，會(huì)對(duì)裂紋有修補(bǔ)的作用，使得材料的殘余強(qiáng)度有所上升。

屈強(qiáng)等^[33]通過(guò)水淬法測(cè)量材料ZrB2-20%SiC-6.05%ZrC的殘余應(yīng)力來(lái)分析材料的抗熱震性能。因?yàn)閷?duì)流交換系數(shù)影響材料抗熱震性能的測(cè)試，故利用沸水測(cè)量材料的殘余應(yīng)力不準(zhǔn)確。此材料的臨界熱震溫差在400℃附近。由于SiC的線脹系數(shù)小于ZrB2，所以降溫時(shí)裂紋都向材料內(nèi)部衍生。通過(guò)對(duì)比單次熱震和多次熱震后材料的殘余強(qiáng)度，發(fā)現(xiàn)多次熱震后材料的彎曲強(qiáng)度下降的沒(méi)有單次熱震的明顯。這主要是因?yàn)椴牧显诮?jīng)歷一次熱震測(cè)試后彈性模量會(huì)降低，致使熱震過(guò)程中材料的表面熱應(yīng)力降低，使損傷進(jìn)一步減少。孫新等^[34]制備了碳釬維增韌的ZrB2-SiC復(fù)合材料，并研究了增韌后材料的抗熱震性能。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，溫度的增加促進(jìn)了材料的線性膨脹系數(shù)升高，導(dǎo)致材料的抗熱震性能下降。

3.結(jié)語(yǔ)

與展望超高溫陶瓷主要用于高超聲速飛行器，而現(xiàn)階段高超聲速飛行器已經(jīng)成為各國(guó)努力搶占的技術(shù)制高點(diǎn)，所以進(jìn)一步研究超高溫陶瓷對(duì)我國(guó)的航天和武器系統(tǒng)的發(fā)展具有深遠(yuǎn)的影響。不過(guò)想要使其在高溫的環(huán)境中加以應(yīng)用還有許多工作要做：①粉體制備工藝的提高。在燒結(jié)制備超高溫陶瓷材料時(shí)，原始材料的粒徑越小，所制備材料的性能也就越好，所以選擇粉體的合成工藝是應(yīng)該重點(diǎn)考慮的。②高溫性能的提高。超高溫陶瓷的使用環(huán)境極其惡劣，所以在考慮超高溫陶瓷制備的同時(shí)，還應(yīng)該考慮它的性能。③優(yōu)化SiC的含量。ZrB2-SiC材料含過(guò)高或過(guò)低SiC都不適用于在超高溫環(huán)境中使用，應(yīng)根據(jù)材料實(shí)際作用環(huán)境選擇SiC的含量。隨著研究的深入，以ZrB2為基體的超高溫陶瓷可以克服材料本身脆性的問(wèn)題并且能夠滿足在高溫環(huán)境下使用。

參考文獻(xiàn):

[1] 鄒翼，張國(guó)軍，傅正義．超高溫陶瓷的無(wú)壓燒結(jié)致密化與微結(jié)構(gòu)調(diào)控[J]．稀有金屬，2019，43(11)：1221-1235．

[2] 嚴(yán)春雷，袁蓓，查柏林．超高溫陶瓷研究進(jìn)展[J]．硅酸鹽通報(bào)，2017，36(11)：3703-3708．

[3] 藺錫柱，楊華亮，馮斌．ZrB2-SiC復(fù)相陶瓷的制備及其力學(xué)性能研究[J]．佛山陶瓷，2016(1)：22-25．

[4] 陳麗敏，索相波，王安哲，等．ZrB2基超高溫陶瓷材料抗熱震性能及熱震失效機(jī)制研究進(jìn)展[J]．硅酸鹽學(xué)報(bào)，2018，46(9)：1235-1243．

[5] 宋杰光，杜大明，鞠銀燕，等．殼核式Al2O3-Y2O3/ZrB2復(fù)合粉體的放電等離子燒結(jié)行為研究[J]．硅酸鹽通報(bào)，2010，29(3)：592-596．

[6] 王軍凱，程峰，韓磊，等．SiC含量對(duì)ZrB2-SiC/MgO-C低碳復(fù)合耐火材料性能的影響[J]．機(jī)械工程材料，2018，42(4)：68-72.

[7] 董善亮，霍思嘉，甄淑穎，等．燒結(jié)溫度對(duì)反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備ZrB2-ZrC-W2Zr復(fù)合材料組織和力學(xué)性能的影響[J]．材料導(dǎo)報(bào)B，2018，32(6)：12-22．

[8] 齊方方，王子欽，李慶剛，等．超高溫陶瓷基復(fù)合材料制備與性能的研究進(jìn)展[J]．濟(jì)南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版)，2019，33(1)：8-15．

[9] 吳雯雯，張國(guó)軍，闞艷梅，等．ZrB2-SiC基超高溫陶瓷(UHTCs)的反應(yīng)燒結(jié)及SHS粉體制備[J]．稀有金屬材料與工程，2007，36(Z2)：20-24．

[10] 張幸紅，胡平，韓杰才，等．超高溫陶瓷復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J]．科學(xué)通報(bào)，2014，60(3)：257-266．

[11] 翟鳳瑞，單科，李楠，等．氮化硼的低溫?zé)釅簾Y(jié)及其性能研究[J]．陶瓷學(xué)報(bào)，2019，40(4)：464-469．

[12] Venkateswaran T，Agilan M，Sivakumar D，et al．Hot pressing and characterization of ZrB2-SiC-MoSi2 composite[J].Materials Science Forum，2015，603：1257-1266．

[13] 郭強(qiáng)強(qiáng)，馮志海，周延春．超高溫陶瓷的研究進(jìn)展[J]．宇航材料工藝，2015(5)：1-3．

[14] 彭易發(fā)，李爭(zhēng)顯，陳云飛，等．硼化物超高溫陶瓷的研究進(jìn)展[J]．陶瓷學(xué)報(bào)，2018，39(2)：119-127．

[15] 王玉金，崔磊，賈德昌，等．反應(yīng)熱壓燒結(jié)BN-ZrB2-ZrO2復(fù)合材料德顯微組織與力學(xué)性能[J]．稀有金屬材料與工程，2009，38(Z2)：470-475．

[16] Zhang Guojun，Deng Zhenyan，Naoki Kondo，et al．Reactive hot pressing of ZrB2-SiC composites[J]．Journal of the American Ceramic Society，2004，83(9)：2330-2332．

[17] 王坤．碳化硅技術(shù)陶瓷無(wú)壓燒結(jié)工藝研究[J]．工業(yè)陶瓷，2019(6)：43-54．

[18] 鄧洋洋，王帥，姜?jiǎng)倌?，等．淺談兩種無(wú)壓燒結(jié)制備B4C復(fù)合陶瓷的方法[J]．鐵合金，2020(5)：17-21．

[19] 杜爽，曹迎楠，張海軍，等．ZrB2-SiC復(fù)相陶瓷制備方法研究現(xiàn)狀[J]．耐火材料，2014，48(3)：224-231．《熱加工工藝》

[20] 郭偉明，吳利翔，馬提，等．MgO-Al2O3-Re2O3(Re=Lu，Y)對(duì)無(wú)壓燒結(jié)Si3N4陶瓷顯微結(jié)構(gòu)和性能的影響[J]．人工晶體學(xué)報(bào)，2016，45(1)：80-85．

[21] 李宗家，張佳敏，程煥武，等．硼化鈦對(duì)無(wú)壓燒結(jié)碳化硼結(jié)構(gòu)和性能的影響[J]．硅酸鹽學(xué)報(bào)，2020，48(3)：356-362．

[22] 姜子晗，汪濤．SPS制備ZrB2基超高溫陶瓷研究進(jìn)展[J]．航空精密制造技術(shù)，2011，47(2)：34-38．

[23] 姜子晗，汪濤．MoSi2/ZrB2基超高溫陶瓷SPS制備研究[J].硬質(zhì)合金，2011，28(1)：1-7．

[24] 鐘潤(rùn)牙，王皓．熱壓燒結(jié)與放電等離子脈沖燒結(jié)Al2O3-SrFe12O19復(fù)相陶瓷的研究[J]．佛山陶瓷，2014，14(12)：3-5．

[25] Wang H，Wang C A，Yao X, et al．Processing and mechanical properties of zirconium diboride-based ceramics prepared by spark plasma sintering[J]． Journal of the American Ceramic Society，2010，90(7)：1992-1997．

[26] 彭艾伊，李俊國(guó)，沈強(qiáng)，等．SiC粒度對(duì)ZrB2-SiC超高溫陶瓷力學(xué)性能的影響[J]．稀有金屬材料與工程，2013，42(S1)：426-429.

趙俊峰，朱時(shí)珍，徐強(qiáng)，等．SPS燒結(jié)ZrB2-SiC復(fù)合陶瓷的力學(xué)性能[J]．稀有金屬材料與工程，2007，36(21)：798-800．