1.2 TiB₂基陶瓷材料的性能、特点及应用

大量研究表明，纯TiB₂陶瓷材料烧结温度高且难以烧结致密化的原因是其熔点高、具有极强的共价键晶体结构且自扩散系数较低^[9-11]。目前常通过多元复合的方法来提高TiB₂陶瓷材料的可烧结性以及烧结制品的性能。采用多元复合所制备的TiB₂基复合陶瓷材料具有优异的性能，常被用来制作装甲部件、耐磨部件、导热涂层、霍尔电极、蒸发舟、电火花加工所用的电极、断电器、切削刀具等^[12-14]，应用在航天航空以及工业工程等领域。在多元复合的过程中，常将TiB₂与金属或与其他陶瓷或与金属和其他陶瓷同时进行复合以制备出具有不同性能、可应用在不同场合的TiB₂基陶瓷材料。

1．TiB₂与金属复合所制备的TiB₂基陶瓷材料

要获得致密化的TiB₂陶瓷材料，烧结温度应在2100℃以上，且还需要较长的保温时间。在如此高的烧结温度和长的保温时间作用下，TiB₂晶粒易生长过大形成粗大晶粒，这些粗大晶粒会削弱TiB₂陶瓷材料的力学性能。为了克服这些不利的影响，常将金属与TiB₂进行复合，以提高TiB₂陶瓷材料的致密度和力学性能。一般采用以下三种方法来制备TiB₂基金属复合陶瓷材料：第一种方法是自蔓延反应复合法，即将Ti粉、B粉与金属粉末混合，实现Ti粉与B粉的反应合成，同时利用反应过程中产生的大量热能实现金属粉体的熔化或同时采用其他烧结技术，最终合成TiB₂基金属陶瓷材料；第二种方法是将TiB₂粉体与低熔点的金属粉体混合，利用混合物熔点较低的原理，采用不同的烧结技术制备TiB₂基金属陶瓷材料；第三种方法是先制备出TiB₂陶瓷材料，然后采用熔渗金属法制备TiB₂基金属陶瓷材料。

（1）Ti、B粉体和金属粉体的反应复合物

用Ti、B、Cu、Fe、Al等混合粉体在自蔓延反应复合的基础上，借助放电等离子烧结技术或热等静压烧结技术，可以制备出用于制作高性能电触头、切削刀具或耐用模具的TiB₂-Cu、TiB₂-Fe-Al等陶瓷材料。因为Ti和B的反应属于放热反应，当引燃反应后，由反应热产生的温度高达1230℃^[15]，高于Cu的熔点（1083.4℃）和Al的熔点（600℃），Cu、Al将形成液相。虽然Cu与TiB₂的润湿角为142°，Al与TiB₂的润湿角为114°^[16]，但金属液相在高的压力作用下将会铺展开来，填充在TiB₂晶粒间使TiB₂材料获得较高的致密度。在制备TiB₂-Cu复合陶瓷材料的过程中，Cu可能与Ti或B发生反应生成TiB和TiCu化合物^[17]，但Cu可以有效改善TiB₂陶瓷材料的微观组织，细化TiB₂晶粒^[18]，材料的相对密度可高达97%，抗弯强度约为640MPa，断裂韧度约为9.1MPa·m^1/2，硬度约为82.5HRA^[19]。在制备TiB₂-Fe-Al^[15]复合陶瓷材料的过程中，虽然Fe的熔点（1538℃）高于反应热所产生的温度，但形成的液相Al会溶解Fe，Fe和Al可能生成FeAl和Fe₃Al金属间化合物，TiB₂-Fe-Al复合陶瓷材料的相对密度高达86%，抗弯强度约为650MPa。

（2）TiB₂粉体与金属粉体的烧结复合物

以TiB₂粉体为基体，金属粉体Fe-Ni-Ti-Al、Fe-Mo、Fe、Cr-Fe、Fe-Ni-Al、W-Ni、CoCrFeNiMn_0.5Ti_0.5、Fe-Ni、Fe-Ni-Ti-Al、Co、Ni-Ta、Fe-Mo-Co等为烧结助剂，借助热压烧结技术、无压烧结技术、放电等离子烧结技术等可制备用于制作切削工具、陶瓷蒸发舟、静电除尘板等的TiB₂基金属陶瓷复合材料。与TiB₂的熔点相比，这些金属的熔点都相对较低，在烧结过程中将首先形成液相，可有效地降低烧结温度。以Fe-Mo-Co作为金属相，可以在较低的温度范围内（800～1200℃）无压烧结出性能良好的TiB₂-Fe-Mo-Co陶瓷材料，材料的硬度高达95.6HRA，密度为6050kg/m^3[20]。这些液相金属将填充在TiB₂颗粒的周围，在烧结过程中对TiB₂颗粒进行熔蚀，使TiB₂颗粒变小并实现TiB₂颗粒的重排，同时溶解在液相中的TiB₂达到饱和时，将析出形核结晶成TiB₂晶粒，此时液相将包裹在TiB₂晶粒的周围，最终使TiB₂陶瓷材料的致密度得以提高。此外，在烧结过程中，金属还可能与TiB₂形成新的化合物或固溶体，或起到抑制TiB₂晶粒生长的作用，或在微观组织中形成新的结构。

在TiB₂基金属陶瓷材料的烧结过程中，有些金属可能与TiB₂反应形成新的化合物或固溶体。将Fe-Mo粉体与TiB₂在1600℃下进行热压烧结后，在材料中发现有FeB₂化合物的生成，TiB₂-Fe-Mo陶瓷材料的抗弯强度为954MPa^[21]；对Fe-Ni-Ti-Al和TiB₂的混合粉体在1300℃下进行放电等离子烧结后，在材料中也发现Fe和Ni易与TiB₂反应形成MB₂型的化合物，TiB₂-Fe-Ni-Ti-Al材料的维氏硬度为21.1GPa，弹性模量为461.4GPa^[22]；在1550℃下，对Co和TiB₂的混合粉体无压烧结后，发现Co也易与TiB₂发生反应生成Co₂B，所制备的TiB₂-Co陶瓷材料的维氏硬度高达30.29GPa，弹性模量为514GPa^[23]；在1500℃下，对CoCrFeNiMn_0.5Ti_0.5和TiB₂的混合粉体放电等离子烧结后，也发现有新的化合物TiO和Ti₉O₁₇的生成，材料的相对密度为99.1%，抗弯强度为427.69MPa^[24]；对W-Ni与TiB₂的混合粉体在1400℃下热压烧结后，发现TiB₂会与W-Ni合金熔液中的W形成（Ti，W）B₂固溶体，此固溶体可强化TiB₂晶界，提高材料的力学性能，材料的抗弯强度为875MPa，弹性模量为500GPa，断裂韧度为5MPa·m^1/2[25]。

在TiB₂基金属陶瓷的烧结过程中，有些金属会起到抑制TiB₂晶粒的长大或避免脆性相生成的作用。将Fe粉体和Cr-Fe粉体分别与TiB₂粉体在1900℃下无压烧结后，通过对两种材料微观组织的对比，发现同时加入Cr和Fe比仅加入Fe不仅可高效地提高TiB₂陶瓷材料的致密度，而且可抑制TiB₂晶粒的长大，TiB₂-Cr-Fe陶瓷材料的相对密度高达97.5%^[26]；对Ni-Ta和TiB₂的混合粉体在2100℃下无压烧结后，发现Ni-Ta也可抑制TiB₂晶粒的长大，且有利于提高材料的致密度，材料的相对密度为98.1%^[27]；对Fe-Ni-Ti-Al和TiB₂的混合粉体在1350℃下热压烧结后，发现加入的Ti可有效避免Fe₂B、Ni₂₃B₆等脆性相的生成，加入的Al有除氧作用，所制备材料的抗弯强度为598MPa^[21]。

此外，在金属粉体与TiB₂粉体的烧结过程中，材料的微观组织中还可能形成新的结构。将Fe-Ni和TiB₂的混合粉体在1700℃下无压烧结后，发现材料有芯-壳结构，此结构有利于材料抗弯强度和断裂韧度的提高，材料的抗弯强度为1050.92MPa，断裂韧度为17.75MPa·m^1/2，维氏硬度为8.56GPa，相对密度为98.32%^[28]。

（3）熔渗金属TiB₂基陶瓷材料

采用无压烧结技术结合自发浸渗法，可制备出高性能火箭发动机用关键材料TiB₂-Cu基发汗陶瓷复合材料。先将TiB₂粉体在模具里进行冷等静压形成素坯，接着将素坯在2000℃的真空中进行无压烧结，烧结后的材料具有较高的致密度，材料的相对密度为85%；然后再将TiB₂陶瓷材料在1500℃下进行了Cu和Ni的熔渗。熔渗后的TiB₂-Cu复合陶瓷材料的相对密度高达98.4%，抗弯强度高达640.5MPa，断裂韧度为9.37MPa·m^1/2。熔渗后的TiB₂-Cu复合陶瓷材料在电弧加热和冷却过程中没有出现崩裂现象，金属Cu在陶瓷材料中呈明显的阶梯分布，在烧蚀区没有检测到Cu，表明Cu金属在高温下起到了“发汗冷却”作用^[29，30]。

2．TiB₂与其他化合物或单质复合所制备的TiB₂基陶瓷材料

TiB₂属于共价化合物，扩散系数低，难以致密化，且烧结温度高，最终材料的抗弯强度和断裂韧度都较低。为了克服这些缺点，提高TiB₂陶瓷材料的应用，可将TiB₂与其他化合物采用不同的烧结技术复合制备出高性能TiB₂基陶瓷材料，用于制作装甲部件、耐磨部件、电极、蒸发舟等。常与TiB₂复合的化合物有氧化物如Al₂O₃，氮化物如AlN、Si₃N₄，硅化物如TiSi₂、MoSi₂，硼化物如ZrB₂、NbB₂，碳化物如SiC、B₄C、TiC、NbC、TaC，碳单质如碳纳米管、石墨烯。

（1）TiB₂-氧化物复合陶瓷材料

以稀土氧化物La₂O₃-Y₂O₃作为烧结助剂，可在1700℃下实现Al₂O₃与TiB₂的热压烧结，TiB₂基复合材料达到致密化所需的温度随着Al₂O₃含量的增加而逐渐降低，且复合材料更容易实现烧结。此外，Al₂O₃还有细化TiB₂晶粒的作用，TiB₂-30%（质量分数，下同）Al₂O₃复合陶瓷材料的抗弯强度为667MPa^[31]。

（2）TiB₂-氮化物复合陶瓷材料

AlN是一种共价键化合物，属六方晶系，其导热性好，线胀系数小，稳定性高，室温强度高，且随温度的升高强度下降较慢，是一种理想的增强相^[32]。将AlN与TiB₂的混合粉体在1900℃下放电等离子烧结后，发现有少量的hBN、TiN、AlB₂和Al₂O₃生成，这是由于TiB₂粉末颗粒表面存在微量的TiO₂和B₂O₃，其在高温下与AlN发生了化学反应，TiB₂-30%AlN复合陶瓷材料的相对密度约为95%，硬度约为15.8GPa，断裂韧度约为6.0MPa·m^1/2[33]。Si₃N₄也为原子晶体，属六方晶系，具有良好的耐热性、耐磨性及高温抗氧化性。将Si₃N₄与TiB₂的混合粉体在1900℃下放电等离子烧结后，发现Si₃N₄对TiB₂具有清洁作用，其可与TiB₂表面的氧化物TiO₂和B₂O₃发生反应生成BN、TiN和SiO₂，BN和TiN可抑制TiB₂晶粒的长大，BN还具有增韧作用，而SiO₂在1710℃时仍为液相，有利于材料致密度的提高^[14]。

（3）TiB₂-硅化物复合陶瓷材料

硅化物具有良好的抗氧化性和导电性能，与硼化物匹配性较好，可作为添加相在低温下实现TiB₂陶瓷材料的致密化^[34]。TiSi₂与TiB₂的混合粉体在1650℃下热压烧结后，材料基本达到了致密化。这是由于TiSi₂的熔点低于烧结温度，其形成的液相可润湿TiB₂颗粒，通过液相传质机理可促进TiB₂颗粒的重排，同时TiSi₂与TiB₂反应生成的SiO₃能够填充材料内部的微孔洞，也促进了TiB₂陶瓷的致密化。TiB₂-TiSi₂复合陶瓷材料的相对密度高达99.3%^[35]。此外，TiB₂-TiSi₂复合陶瓷材料在800～1450℃范围内具有良好的氧化性能。在氧化过程中，TiSi₂先于TiB₂与氧气发生反应，生成的TiO₂和SiO₂将形成保护层，可阻碍材料与氧气进一步接触，提高了TiB₂-TiSi₂陶瓷材料的使用温度^[36]。将MoSi₂与TiB₂的混合粉体在1700℃下热压烧结后，发现在材料中有少量的Ti₅Si₃和Mo₅Si₃脆性相，由于MoSi₂和Mo₅Si₃的线胀系数均小于TiB₂的线胀系数，在冷却阶段，TiB₂晶粒内部将受拉应力，晶界处将受到压应力，这可以提高材料的晶界强度。TiB₂-2.5%MoSi₂陶瓷材料的相对密度大于99%，维氏硬度为30GPa，抗弯强度为400MPa，断裂韧度为6MPa·m^1/2[3]。

（4）TiB₂-硼化物复合陶瓷材料

过渡金属硼化物ZrB₂、NbB₂与TiB₂具有相同的晶体结构，在TiB₂基体中添加适量的过渡金属硼化物，可以与TiB₂形成固溶体，促进晶粒细化，提高材料的力学性能。将ZrB₂与TiB₂的混合粉体在1800℃下热压烧结后，发现ZrB₂与TiB₂通过相互扩散在界面发生了固溶反应，并在界面形成了相互固溶的界面层，其可有效降低晶界的迁移速度，实现TiB₂晶粒的细化^[37]。生成的固溶产物有两种，分别为Zr固溶后形成的富Ti硼化物（Ti_0.8Zr_0.2）B₂和部分Ti固溶后形成的富Zr硼化物（Ti_0.2Zr_0.8）B₂，这些固溶体可细化TiB₂-ZrB₂-SiC陶瓷材料的微观组织，使材料的性能得以提高。在1700℃下放电等离子烧结后的TiB₂-ZrB₂-SiC陶瓷材料的抗弯强度为780.5MPa，断裂韧度为7.34MPa·m^1/2[38]。同样，将NbB₂与TiB₂的混合粉体在1800℃下进行热压烧结也可以实现两者的固溶复合，TiB₂-NbB₂陶瓷材料的抗弯强度为630MPa，断裂韧度为7.1MPa·m^1/2[39]。

（5）TiB₂-碳化物复合陶瓷材料

SiC具有热导率高、耐磨性好、线胀系数小，以及化学性能稳定的特点，可用来提高TiB₂陶瓷材料的致密度、力学性能和氧化性能。将SiC与TiB₂的混合粉体在2050℃下高频感应加热复合后，发现SiC可以提高TiB₂的致密度。TiB₂-SiC复合陶瓷材料的相对密度高达99.1%^[40]。SiC与TiB₂的混合粉体在1700℃下热压复合后，SiC可显著提高TiB₂基陶瓷材料的力学性能。TiB₂-SiC陶瓷材料在室温下的抗弯强度为797MPa，维氏硬度为19.4GPa，断裂韧度为6.9MPa·m^1/2，其在800℃下的抗弯强度为902MPa，1000℃下的抗弯强度为713MPa，1200℃下的抗弯强度为226MPa^[41]。对Si、Ti、B₄C和TiB₂的混合粉体在1700℃下热压反应复合后，在TiB₂-SiC复合陶瓷材料中发现了长条状的TiB₂晶粒，这有利于材料相对密度的提高，同时，长条状TiB₂晶粒形成的互锁结构有利于材料断裂韧度和抗弯强度的提高。TiB₂-SiC复合陶瓷材料的抗弯强度为704MPa，断裂韧度为5.6MPa·m^1/2，硬度为19.8GPa^[42]。

B₄C为斜方六面体结构，具有熔点高、硬度高、密度低、化学稳定性好、热性能和电性能优良等特点，可作为TiB₂陶瓷材料的添加相，提高材料的致密和力学性能。将B₄C和TiB₂的混合粉体在1700℃下等离子加压复合后，发现复合材料的密度几乎接近理论密度，TiB₂-B₄C复合材料的维氏硬度高达45.16GPa^[9]。B、C和TiB₂的混合粉体在1900℃下放电等离子复合后，B₄C晶粒与TiB₂晶粒结合紧密并分布在TiB₂晶粒之间，形成了B₄C骨架结构。TiB₂-B₄C陶瓷材料室温下的抗弯强度为910MPa，1600℃下的抗弯强度为1105MPa，1800℃下的抗弯强度为600MPa^[43]。

TiC属面心立方晶系，具有熔点高、硬度高、导热性好、化学稳定性好及高温抗氧化性良好等特点。将TiH₂与B₄C的混合粉体在1550℃下热等静压复合后，TiB₂-TiC复相陶瓷材料的相对密度高达99.3%以上，其中TiB₂为条块状，复合材料中有Ti₃B₄化合物生成^[44]。将Ti与B₄C的混合粉体进行反应复合，反应产物为TiB₂和TiC，TiC晶粒不规则地分布在TiB₂柱状晶的周围，二者结合紧密。TiB₂-TiC陶瓷材料的相对密度为93.2%，维氏硬度为21.4GPa，抗弯强度为258MPa，断裂韧度为4.6MPa·m^1/2[45]。向Ti和B₄C的烧结体系中引入WO₃+Al的高能铝热剂，采用自蔓延离心熔铸法制备的TiB₂-TiC-（Ti，W）C陶瓷材料主要由TiB₂片晶、TiC球晶以及（Ti，W）C固溶体组成，材料的硬度为24.6GPa，抗弯强度为584MPa，断裂韧度为20.3MPa·m^1/2[46]。

NbC和TaC都属于立方晶系，具有熔点高、硬度高、化学稳定性好、导电性和导热性好等优点，常被用来作为增强相或阻碍晶粒生长的抑制剂。将NbC和TaC分别与TiB₂在2000℃下放电等离子复合后，TiB₂-NbC和TiB₂-TaC复合材料中分别生成了（Nb，Ti）C、（Ti，Nb）B₂固溶体和（Ti，Ta）（C，B）固溶体，这些固溶体不仅有利于提高复合的致密度，而且还有利于提高TiB₂基复合材料的力学性能。此外，TiB₂-TaC材料中还发现了芯-壳结构，芯的主要成分是TiB₂，壳的主要成分是（Ti，Ta）（C，B）固溶体。TiB₂-NbC^[13]陶瓷材料的硬度为24GPa，断裂韧度为6.8MPa·m^1/2。TiB₂-TaC^[8]陶瓷材料的室温抗弯强度为533MPa，高于单相TiB₂的室温抗弯强度（370MPa），这是由于加入TaC能够抑制TiB₂晶粒生长；其在1600℃下的抗弯强度为480MPa，与室温下的抗弯强度相差不大。

（6）TiB₂-碳单质复合陶瓷材料

碳纳米管（CNTs）具有良好的力学性能和热性能，对于结构陶瓷材料来说是一种良好增强相，能够显著地提高陶瓷材料的断裂韧度。将碳纳米管与TiB₂在1750℃下放电等离子复合后，发现碳纳米管的拔出作用可显著提高TiB₂基陶瓷材料的抗弯强度和断裂韧度。TiB₂-CNTs陶瓷材料的抗弯强度为741MPa，断裂韧度为9.1MPa·m^1/2[47]；TiB₂-SiC-CNTs陶瓷材料的抗弯强度为925MPa，断裂韧度为10.4MPa·m^1/2[48]。石墨烯（GnS）具有独特的二维结构，高的抗拉强度和弹性模量，对脆性陶瓷来说，其是一种理想的增韧剂。石墨烯与TiB₂-TiC在1800℃下放电等离子复合后，石墨烯的滑黏效应可高效地阻碍裂纹的扩展，从而提高材料的断裂韧度。TiB₂-TiC-GnS复合陶瓷材料的断裂韧度为7.9MPa·m^1/2，硬度为20GPa^[49]。

3．TiB₂与金属及其他化合物同时复合所制备的TiB₂基陶瓷材料

以TiB₂为基体，将金属及其他化合物与TiB₂复合，不仅可以改善TiB₂陶瓷烧结性能和微观组织，还可以提高TiB₂基陶瓷材料的性能和应用范围。此类TiB₂基陶瓷材料有：TiB₂-TiC-Ni、TiB₂-Al₂O₃-Ni、TiB₂-（W，Ti）C-Ag、TiB₂-TiC-Ni-Al、TiB₂-B₄C-Ni-Al、TiB₂-TiN-（Ni，Mo）、TiB₂-TiN-Ni-Csf、TiB₂-TiC-WC-Ni、TiB₂-WC、TiB₂-SiC-Ni、TiB₂-CNTs-Ni等。

将TiH₂、Ni和B₄C的混合粉体在1400℃下热等静压复合后，发现Ni在烧结过程中形成的液相有利于颗粒重排，消除残余孔隙，提高烧结制品的致密度。TiB₂-TiC-Ni复合陶瓷材料的相对密度为99.3%，抗弯强度为354.5MPa，断裂韧度为5.0MPa·m^1/2，维氏硬度为23.3GPa^[50]。将Al₂O₃、Ni与TiB₂的混合粉体在1700℃下进行气压烧结后，同样发现烧结过程中形成的金属Ni液相可使TiB₂颗粒重排，促进材料的致密化，而Al₂O₃可阻碍TiB₂晶界的迁移，细化TiB₂晶粒。TiB₂-Al₂O₃-Ni复合陶瓷材料的相对密度为98.7%，抗弯强度为520MPa，弹性模量为339GPa，洛氏硬度为92.6HRA^[51]。将（W，Ti）C、Ag与TiB₂的混合粉体在1650℃下热压复合后，发现低熔点的Ag作为助烧剂能够提高颗粒之间的润湿性，改善基体与增强相之间的黏结性能，从而提高材料的相对密度。在摩擦磨损试验中，发现在TiB₂-（W，Ti）C-Ag陶瓷刀具材料磨损表面形成的富含润滑剂Ag的润滑膜能够减小材料间的摩擦因数与材料的磨损量^[52]。

将Ni-Al引入到（B₄C+Ti）体系中，采用超重力燃烧合成后，发现Ni-Al可抑制TiB₂晶粒的长大，实现晶粒细化，陶瓷基体上残存的微孔洞较少。TiB₂-TiC-Ni-Al复合陶瓷材料的相对密度为99.3%，硬度为22.6GPa，抗弯强度为948MPa，断裂韧度为13.6MPa·m^1/2[53]。将B₄C、Ni、Al与TiB₂的混合粉体在1800℃下热压复合后，发现含有Ni、Al的TiB₂基陶瓷材料的气孔较少，仅有少量的气孔残留在晶内或三叉晶界处，而不含Ni、Al的TiB₂基陶瓷材料呈疏松多孔状，这表明Ni、Al能够提高TiB₂-B₄C复合陶瓷材料的致密度；同时发现Al能与原始粉体颗粒表面的氧化物TiO₂、B₂O₃发生反应，改善粉体的烧结性能；此外，Ni、Al可改变TiB₂基陶瓷材料的断裂模式。TiB₂-B₄C-Ni-Al复合陶瓷材料的抗弯强度为711MPA，断裂韧度为4.6MPa·m^1/2，维氏硬度为22.7GPa^[54]。

将TiN、Ni、Mo与TiB₂的混合粉体在1530℃下热压复合后，发现Ni、Mo能够在烧结过程中生成MoNi相，避免了脆硬性金属硼化物的生成，从而改善了材料力学性能；第二相TiN可以改变TiB₂材料的断裂方式，起到强化晶界的作用。TiB₂-TiN-（Ni，Mo）复合陶瓷材料的抗弯强度为862.7MPa，断裂韧度为7.25MPa·m^1/2，维氏硬度为18.13GPa^[55]。此外，加入碳纤维（Csf），可提高TiB₂-TiN-Ni基复合陶瓷材料的断裂韧度。当Csf的质量分数为1.5%时，复合陶瓷材料的断裂韧度为10.39MPa·m^1/2[56]。

将WC、TiC、Ni与TiB₂的混合粉体在1650℃下热压复合后，发现金属Ni能提高界面能，使材料的断裂模式发生改变，WC可以抑制TiB₂晶粒的长大。TiB₂-TiC-WC-Ni复合陶瓷材料的抗弯强度为955.71MPa，断裂韧度为7.5MPa·m^1/2，维氏硬度为23.5GPa^[57]。同样，分别将Co、Ni和（Ni，Mo）与WC和TiB₂的混合粉体在1650℃下热压复合后，发现TiB₂-WC-Ni和TiB₂-WC-Ni-Mo复合陶瓷材料中有Ni₃B₄脆性相生成，而TiB₂-WC-Co复合陶瓷材料中有WC₂CB₂和Co₂B脆性相生成，TiB₂-WC-（Ni，Mo）复合陶瓷材料中生成的MoNi₄金属间化合物可抑制（Ni，Mo）液相的消耗，（Ni，Mo）不仅可以抑制微孔洞和粗大TiB₂晶粒的形成，而且还可以强化WC和TiB₂晶粒间的结合强度。TiB₂-WC-（Ni，Mo）复合陶瓷材料的相对密度为99.1%，抗弯强度为1307.0MPa，断裂韧度为8.19MPa·m^1/2、维氏硬度为22.71GPa^[58]。

将Ni、Si、Ti与B₄C的混合粉体在1700℃下热压反应复合后，发现Ni能抑制TiB₂的各向异性生长，获得细小的TiB₂晶粒，而SiC晶粒和细长TiB₂晶粒能起到使裂纹偏转的作用，有利于提高TiB₂-SiC陶瓷材料的断裂韧度。TiB₂-SiC-Ni复合陶瓷材料的抗弯强度为858MPa，断裂韧度为8.6MPa·m^1/2，维氏硬度为20.2GPa^[59]。此外，将碳纳米管（CNTs）、Ni与TiB₂的混合物在1600℃下热压复合后，发现Ni能够改善界面结合性能，并降低烧结温度，提高材料的致密度，而碳纳米管通过桥联等方式可以提高TiB₂基复合陶瓷材料的断裂韧度。TiB₂-CNTs-Ni复合陶瓷材料的相对密度为98.5%，抗弯强度为526.5MPa，断裂韧度为8.58MPa·m^1/2[60]。