專利名稱：一種織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料及其制備方法，具體說，是涉及一種具有各向異性晶粒形貌的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料及其制備方法，屬于硼化物基陶瓷材料技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
超高溫陶瓷是指那些在1800°C以上和反應(yīng)氣氛中可以使用，并具有優(yōu)良的高溫抗氧化性和抗熱震性的過渡金屬硼化物、碳化物和氮化物材料。過渡金屬硼化物MB2 (M = Ti，Zr，Hf)由于具有高熔點(diǎn)(> 3000°C )、高硬度和良好的熱導(dǎo)率，目前已成為超高溫陶瓷的重要候選材料，有望作為工業(yè)領(lǐng)域中高溫耐熱部件使用(J. Am. Ceram. Soc.，90[5] 1347 1364,2007) o但單相硼化物陶瓷難以致密化，同時(shí)在高溫下(> 1100°C)的抗氧化能力較差。研究表明通過添加二硅化鑰(MoSi2)等硅化物可以促進(jìn)硼化物陶瓷的致密化，同時(shí)也可以顯著改善其高溫抗氧化性能(J. Am. Ceram. Soc.，89 [7] 2320 2322,2006)。因此，硼化物-硅化物基材料成為了超高溫陶瓷的研究熱點(diǎn)。為提高硼化物基陶瓷材料的性能，目前大多數(shù)的研究集中在材料的組分設(shè)計(jì)上，即通過選擇不同的添加劑來改變材料的組分以改善材料的性能。與組分設(shè)計(jì)不同，采用微結(jié)構(gòu)調(diào)控的手段，制備晶粒具有一定取向的織構(gòu)化陶瓷，設(shè)計(jì)材料顯微結(jié)構(gòu)是改善其性能的另一有效途徑。晶粒的定向排列不僅可以防止材料中一些缺陷的形成，增加形成裂紋橋連和裂紋偏轉(zhuǎn)的可能性，從而在垂直于晶粒排列的方向提高材料的力學(xué)性能；而且還能利用材料性能的各向異性實(shí)現(xiàn)材料在某些方向性能的最優(yōu)化(J. Am. Ceram. Soc.,81[3]713 716，1998)。目前有關(guān)硼化物基陶瓷織構(gòu)化報(bào)道中，采用的是強(qiáng)磁場方法，這種方法是在陶瓷還體的成型固化過程中，利用磁場使陶瓷顆粒定向排列(Scripta Mater.，60[8]615 618,2009)。雖然硼化物陶瓷為六方晶系，但采用強(qiáng)磁場制備的硼化物陶瓷，其在微觀形貌上仍為等軸晶粒，且其力學(xué)性能較未織構(gòu)陶瓷并沒有明顯提高。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明為了解決現(xiàn)有技術(shù)中硼化物基陶瓷力學(xué)性能不高的難題，提供一種具有各向異性晶粒形貌的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料及其制備方法，以填補(bǔ)現(xiàn)有技術(shù)的空白。本發(fā)明提供的一種織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，是一種硼化物-硅化物基復(fù)合材料，由IVB族金屬，硼，硅和過渡金屬為原料制成，且復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)中存在各向異性生長且定向排列的硼化物晶粒。作為優(yōu)選方案，所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，是由IVB族金屬，硼，硅和過渡金屬按摩爾比為I : 2 (0.10 I. 00) (0.05 0.50)為原料制成。所述的IVB族金屬優(yōu)選為Ti、Zr或Hf，所述的過渡金屬優(yōu)選為Mo、W、V、Ta或Ni。
所述的硼化物晶粒為板狀。所述的板狀硼化物晶粒的直徑為2 10 ii m,厚度為0. 2 I. 2 ii m,長徑比為5 20。本發(fā)明所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，包括如下步驟a)將IVB族金屬單質(zhì)、無定形硼粉、硅粉與過渡金屬混合，球磨，干燥，得到混合粉體；b)將上步制得的混合粉體置于模具中，在真空或惰性氣氛中進(jìn)行反應(yīng)熱壓燒結(jié)；c)將上述熱壓燒結(jié)后的物質(zhì)再置于熱鍛模具中，在真空或惰性氣氛中進(jìn)行熱鍛。作為優(yōu)選方案，步驟a)中的IVB族金屬單質(zhì)為純度大于98%、粒徑為0. 5 80 iim的Ti、Zr或Hf粉體；無定形硼粉為純度大于95%，粒徑為0. I IOiim的粉體；硅粉為純度大于98%，粒徑為0. 5 100 ii m的粉體；過渡金屬為純度大于98%、粒徑為0. 5 100 y m的Mo、W、V、Ta或Ni粉體；且IVB族金屬單質(zhì)與無定形硼粉，硅粉及過渡金屬的摩爾比為1:2: (0. 10 I. 00) (0. 05 0. 50)。步驟a)中的球磨介質(zhì)為丙酮，磨球?yàn)閆rO2,轉(zhuǎn)速為100 600轉(zhuǎn)/分鐘。步驟a)中的干燥溫度為50 100°C。步驟b)中的模具為內(nèi)壁表面涂覆BN的石墨模具。步驟b)中的熱壓燒結(jié)溫度為1600 2000°C，壓力為5 50MPa。步驟c)中的熱鍛模具為石墨模具，且模具的長X寬尺寸大于樣品的長X寬尺寸。熱鍛模具的長X寬尺寸=2aX2bmm2，其中a和b為樣品的長和寬的尺寸。步驟c)中的熱鍛溫度為1600 2000°C，壓力為10 lOOMPa。步驟c)中的熱鍛采用雙向壓縮熱鍛模式或單向壓縮熱鍛模式。步驟c)中的熱鍛壓力采用一次加壓或多次加壓方式。所述的多次加壓方式是指當(dāng)溫度上升到熱鍛溫度后，首先加一定的壓力，隨著樣品的變形和受壓力面積的增大，再加大壓力，樣品繼續(xù)變形，壓力繼續(xù)增加，如此反復(fù)，直至樣品變形速率趨近于零。所述的惰性氣氛為氬氣氣氛。本發(fā)明采用IVB族金屬單質(zhì)(Ti，Zr, Hf)粉體，無定形硼粉，硅粉以及其它過渡金屬(Mo，W，V，Ta，Ni等)粉體為原料，首先通過反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備具有各向異性晶粒微觀形貌的致密化硼化物基陶瓷，然后通過熱鍛的方法對(duì)反應(yīng)熱壓燒結(jié)后的陶瓷進(jìn)行微結(jié)構(gòu)調(diào)控，使各向異性生長的晶粒實(shí)現(xiàn)定向排列，從而獲得具有各向異性晶粒形貌的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料。本發(fā)明制備的具有各向異性晶粒形貌的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料為發(fā)揮超高溫陶瓷的實(shí)際應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)材料性能的提高以及在某些方向的最優(yōu)化提供了一種可能。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下有益效果、
I、通過本發(fā)明方法制備所得的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料相對(duì)密度大于98 % ；顯微結(jié)構(gòu)中存在各向異性生長且定向排列的硼化物晶粒，具有較高的織構(gòu)化程度，材料的Lotgering取向因子f (001)可高達(dá)0. 91 ；2、通過本發(fā)明方法制備所得的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料其力學(xué)性能，抗氧化性能，熱導(dǎo)性能以及其它各項(xiàng)性能皆表現(xiàn)出明顯的各向異性洞時(shí)，由于各向異性晶粒的增強(qiáng)效應(yīng)，該陶瓷在垂直熱鍛壓力的方向上各項(xiàng)性能較微結(jié)構(gòu)調(diào)控前樣品的性能有較大幅度提聞。


圖I是本發(fā)明制備方法中涉及的兩種熱鍛模式示意圖。圖2是經(jīng)過本發(fā)明微結(jié)構(gòu)調(diào)控前后樣品垂直熱壓表面的X射線衍射圖(a)是ZrB2的JCPDS卡片34-0423 ； (b)是經(jīng)過本發(fā)明制備的樣品微結(jié)構(gòu)調(diào)控前垂直熱壓表面的X射線衍射圖；(c)是經(jīng)過本發(fā)明制備的樣品微結(jié)構(gòu)調(diào)控后垂直熱壓表面的X射線衍射圖?？梢钥闯觯⒔Y(jié)構(gòu)調(diào)控后樣品的Lotgering取向因子較微結(jié)構(gòu)調(diào)控前有較大幅度的提高。圖3是經(jīng)過本發(fā)明微結(jié)構(gòu)調(diào)控前后樣品的拋光面和斷口形貌比較(a)是微結(jié)構(gòu)調(diào)控前樣品拋光面SEM照片；(b)是微結(jié)構(gòu)調(diào)控后樣品拋光面SEM照片；(c)是微結(jié)構(gòu)調(diào)控前樣品斷口 SEM照片；(d)是微結(jié)構(gòu)調(diào)控后樣品斷口 SEM照片?？梢钥闯?，通過微結(jié)構(gòu)調(diào)控后的織構(gòu)化樣品中，硼化物板晶的排列較為規(guī)則，形成一定的織構(gòu)取向。具體實(shí)施方法下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步詳細(xì)、完整地說明，但并不限制本發(fā)明的內(nèi)容。實(shí)施例I為制備ZrB2-5mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Mo粉
2.399克以及Si粉I. 404克。以丙酮為溶劑，以560轉(zhuǎn)/分鐘的速度，用ZrO2球行星球磨8小時(shí)，所得漿料通過旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)烘干后得到混合均勻的粉料。將混合均勻的粉體放在內(nèi)壁表面涂覆BN的石墨模具(37mmX30mm)中，在真空中進(jìn)行反應(yīng)熱壓燒結(jié)燒結(jié)時(shí)升溫速率為10°c /min，升溫至1550°C并保溫30分鐘，然后施加20MPa壓力，同時(shí)以10°C /分鐘的升溫速度將溫度升至1800°C并保溫I小時(shí)。將反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備的樣品切割后(切割前為40mmX30mmX9. 8mm,切割后為20mmX 15mmX9. 8mm),再置于石墨模具(40mmX30mm)中進(jìn)行熱鍛以10 °C /分鐘的升溫速度升溫至1550°C并保溫30分鐘，然后再以10°C /分鐘的升溫速度升溫至1800°C，施加60MPa壓力，并保溫I小時(shí)。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98.4%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 09 (熱鍛前)和0. 50 (雙向壓縮熱鍛)、0. 52 (單向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，555MPa ;平行熱鍛方向，495MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，785MPa ;平行熱鍛方向，622MPa。單向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，703MPa ;平行熱鍛方向，625MPa。實(shí)施例2為制備ZrB2-19mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 9%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 12(熱鍛前)和0.59(雙向壓縮熱鍛)、0. 64(單向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，595MPa ;平行熱鍛方向，531MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，845MPa ;平行熱鍛方向，691MPa。單向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，734MPa ;平行熱鍛方向，682MPa。實(shí)施例3為制備ZrB2-50mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉23. 985克以及Si粉14. 043克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99. 5%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 16 (熱鍛前)和0. 70 (雙向壓縮熱鍛)、0. 73 (單向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，520MPa ;平行熱鍛方向，467MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，789MPa ;平行熱鍛方向，659MPa。單向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱 鍛方向，680MPa ;平行熱鍛方向，607MPa。實(shí)施例4為制備2池2-511101%1312復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，W粉
4.596克以及Si粉I. 404克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 5%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 10(熱鍛前)和0.56(雙向壓縮熱鍛)、0. 60 (單向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，560MPa ;平行熱鍛方向，508MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，812MPa ;平行熱鍛方向，640MPa。單向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，720MPa ;平行熱鍛方向，632MPa。實(shí)施例5為制備ZrB2-50mol% WSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10.811克，W粉45. 960克以及Si粉14. 043克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99. 2%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 14 (熱鍛前)和0. 61 (雙向壓縮熱鍛)、0. 68 (單向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，58IMPa ;平行熱鍛方向，546MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，905MPa ;平行熱鍛方向，715MPa。單向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，730MPa ;平行熱鍛方向，693MPa。實(shí)施例6為制備ZrB2-20mol% VSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10.811克，V粉
5.094克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99.0%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 11 (熱鍛前)和0. 70 (雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，589MPa ;平行熱鍛方向，534MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，786MPa ；平行熱鍛方向，62 IMPa。實(shí)施例7
為制備ZrB2-20mol% TaSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Ta粉18. 095克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99. 5%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 17 (熱鍛前)和0. 63 (雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，525MPa ;平行熱鍛方向，499MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，734MPa ；平行熱鍛方向，605MPa。實(shí)施例8為制備ZrB2-20mol % NiSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Ni粉
5.869克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 1%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 11 (熱鍛前)和0. 51 (雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，625MPa ;平行熱鍛方向，608MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，925MPa ；平行熱鍛方向，80 IMPa。實(shí)施例9為制備TiB2-20mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Ti粉23. 934克，B粉10. 811克,Mo粉9. 594克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99. 1%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 13 (熱鍛前)和0. 61 (雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，556MPa ;平行熱鍛方向，520MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，803MPa ；平行熱鍛方向，656MPa。實(shí)施例10為制備TiB2-20mol % WSi2復(fù)相陶瓷，稱量Ti粉23. 934克，B粉10. 811克，W粉18. 384克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99.0%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0.15(熱鍛前)和0. 64 (雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，585MPa ;平行熱鍛方向，546MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，871MPa ；平行熱鍛方向，680MPa。實(shí)施例11為制備HfB2-20mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Hf粉89. 245克，B粉10. 811克,Mo粉9. 594克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 3%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 15(熱鍛前)和0. 57(雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，6IOMPa ;平行熱鍛方向，592MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，889MPa ；平行熱鍛方向，75 IMPa。
實(shí)施例12為制備HfB2-20mol % WSi2復(fù)相陶瓷，稱量Hf粉89. 245克，B粉10. 811克，W粉
18.384克以及Si粉5. 617克。按照與實(shí)施例I相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并熱鍛。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 9%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 17(熱鍛前)和0. 58(雙向壓縮熱鍛)。熱鍛前樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，603MPa ;平行熱鍛方向，581MPa。雙向壓縮熱鍛后樣品的彎曲強(qiáng)度垂直熱鍛方向，852MPa ；平行熱鍛方向，746MPa。實(shí)施例13
為制備ZrB2-19mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。以丙酮為溶劑，以560轉(zhuǎn)/分鐘的速度，用ZrO2球行星球磨8小時(shí)，所得漿料通過旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)烘干后得到混合均勻的粉料。將混合均勻的粉體放在內(nèi)壁表面涂覆BN的石墨模具(37mmX30mm)中，在氬氣氣氛中進(jìn)行反應(yīng)熱壓燒結(jié)燒結(jié)時(shí)升溫速率為10°c /min，升溫至1550°C并保溫30分鐘；保溫結(jié)束時(shí)，施加20MPa壓力；再以10°C /分鐘的升溫速度升溫至1800°C并保溫I小時(shí)。將反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備的樣品切割后(切割前為37mmX30mmX9.8mm，切割后為9mmX9mmX9mm),再置于熱壓爐石墨模具(30mmX30mm)中進(jìn)行熱鍛以10°C /分鐘的升溫速度升溫至1550°C并保溫30分鐘；保溫結(jié)束時(shí)，再以10°C /分鐘的升溫速度升溫至18000C ;升溫結(jié)束后，施加60MPa壓力，并保溫I小時(shí)。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99.0%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 12 (熱鍛前)和0. 607 (雙向壓縮熱鍛)。實(shí)施例14為制備ZrB2-19mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉
9.114克以及Si粉5. 336克。按照與實(shí)施例13相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并切割。但在熱鍛過程中，當(dāng)溫度升溫至1800°C時(shí)，施加60MPa壓力，保溫0. 5小時(shí)；之后，根據(jù)實(shí)施例13中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸施加相應(yīng)的60MPa壓力，再保溫0. 5小時(shí)。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為98. 8%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 12 (熱鍛前)和0. 803 (雙向壓縮熱鍛)。實(shí)施例15為制備ZrB2-19moI % MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉
9.114克以及Si粉5. 336克。按照與實(shí)施例13相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并切割。但在熱鍛過程中，當(dāng)溫度升溫至1800°C時(shí)，施加60MPa壓力，保溫1/3小時(shí)；之后，根據(jù)實(shí)施例13中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸施加相應(yīng)的60MPa壓力，保溫1/3小時(shí)(此時(shí)為實(shí)施例14中樣品狀態(tài))；再根據(jù)實(shí)施例14中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸再施加相應(yīng)的60MPa壓力，保溫1/3小時(shí)。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99.0%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001)分別為0. 12 (熱鍛前)和0. 857 (雙向壓縮熱鍛)。
實(shí)施例16為制備ZrB2-19mol% MoSi2復(fù)相陶瓷，稱量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。按照與實(shí)施例13相同的方法制備粉體、反應(yīng)熱壓燒結(jié)并切割。但在熱鍛過程中，當(dāng)溫度升溫至1800°C時(shí)，施加60MPa壓力，保溫1/4小時(shí)；之后，根據(jù)實(shí)施例13中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸施加相應(yīng)的60MPa壓力，保溫1/4小時(shí)(此時(shí)為實(shí)施例14中樣品狀態(tài))；再根據(jù)實(shí)施例14中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸再施加相應(yīng)的60MPa壓力，保溫1/4小時(shí)(此時(shí)為實(shí)施例15中樣品狀態(tài))；再根據(jù)實(shí)施例15中所得熱鍛樣品的實(shí)際尺寸再施加相應(yīng)的60MPa壓力，保溫1/4小時(shí)。熱鍛后樣品的相對(duì)密度為99. 2%。熱鍛前后樣品的Lotgering取向因子f (001) 分別為0. 12 (熱鍛前)和0. 912 (雙向壓縮熱鍛)。
權(quán)利要求
1.一種織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，其特征在于是一種硼化物-硅化物基復(fù)合材料，由IVB族金屬，硼，硅和過渡金屬為原料制成，且復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)中存在各向異性生長且定向排列的硼化物晶粒。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，其特征在于所述的陶瓷材料是由IVB族金屬，硼，硅和過渡金屬按摩爾比為I : 2 (0.10 I. 00) (0.05 0.50)為原料制成。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，其特征在于所述的IVB族金屬為Ti、Zr或Hf，所述的過渡金屬為Mo、W、V、Ta或Ni。
4.根據(jù)權(quán)利要求I所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，其特征在于所述的硼化物晶粒為板狀。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料，其特征在于板狀硼化物 晶粒的直徑為2 lOiim，厚度為0. 2 I. 2iim，長徑比為5 20。
6.一種權(quán)利要求I所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于，包括如下步驟 a)將IVB族金屬單質(zhì)、無定形硼粉、硅粉與過渡金屬混合，球磨，干燥，得到混合粉體； b)將上步制得的混合粉體置于模具中，在真空或惰性氣氛中進(jìn)行反應(yīng)熱壓燒結(jié)； c)將上述熱壓燒結(jié)后的物質(zhì)再置于熱鍛模具中，在真空或惰性氣氛中進(jìn)行熱鍛。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟a)中的IVB族金屬單質(zhì)為純度大于98%、粒徑為0. 5 80 ii m的Ti、Zr或Hf粉體；無定形硼粉為純度大于95%，粒徑為0. I IOiim的粉體；硅粉為純度大于98%，粒徑為0.5 100 ii m的粉體；過渡金屬為純度大于98%、粒徑為0. 5 100 y m的Mo、W、V、Ta或Ni粉體；且IVB族金屬單質(zhì)與無定形硼粉，硅粉及過渡金屬的摩爾比為I : 2 : (0.10 1.00) (0. 05 0. 50)。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟a)中的球磨介質(zhì)為丙酮,磨球?yàn)閆rO2,轉(zhuǎn)速為100 600轉(zhuǎn)/分鐘。
9.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟a)中的干燥溫度為50 100°C。
10.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟b)中的模具為內(nèi)壁表面涂覆BN的石墨模具。
11.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟b)中的熱壓燒結(jié)溫度為1600 2000°C，壓力為5 50MPa。
12.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟c)中的熱鍛模具為石墨模具，且模具的長X寬尺寸大于樣品的長X寬尺寸。
13.根據(jù)權(quán)利要求12所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于模具的長X寬尺寸=2aX2b mm2，其中a和b為樣品的長和寬的尺寸。
14.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟c)中的熱鍛溫度為1600 2000°C，壓力為10 lOOMPa。
15.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟c)中的熱鍛采用雙向壓縮熱鍛模式或單向壓縮熱鍛模式。
16.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于步驟c)中的熱鍛壓力采用一次加壓或多次加壓方式。
17.根據(jù)權(quán)利要求16所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于所述的多次加壓方式是指當(dāng)溫度上升到熱鍛溫度后，首先加一定的壓力，隨著樣品的變形和受壓力面積的增大，再加大壓力，樣品繼續(xù)變形，壓力繼續(xù)增加，如此反復(fù)，直至樣品變形速率趨近于零。
18.根據(jù)權(quán)利要求6所述的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料的制備方法，其特征在于所述的惰性氣氛為氬氣氣氛。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料及其制備方法。所述陶瓷材料是一種硼化物-硅化物基復(fù)合材料，由IVB族金屬，硼，硅和過渡金屬為原料制成，且復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)中存在各向異性生長且定向排列的硼化物晶粒。該陶瓷材料的制備是先通過反應(yīng)熱壓燒結(jié)制得具有各向異性晶粒微觀形貌的致密化硼化物基陶瓷，然后通過熱鍛的方法對(duì)反應(yīng)熱壓燒結(jié)后的陶瓷進(jìn)行微結(jié)構(gòu)調(diào)控，使各向異性生長的晶粒實(shí)現(xiàn)定向排列，從而獲得具有各向異性晶粒形貌的織構(gòu)化硼化物基超高溫陶瓷材料。本發(fā)明得到的陶瓷材料的相對(duì)密度大于98％，Lotgering取向因子f(00l)可高達(dá)0.91，抗氧化性能、熱導(dǎo)性能以及其它各項(xiàng)性能皆表現(xiàn)出明顯的各向異性。
文檔編號(hào)C04B35/58GK102731096SQ20111009336
公開日2012年10月17日 申請日期2011年4月14日 優(yōu)先權(quán)日2011年4月14日
發(fā)明者劉海濤, 張國軍, 闞艷梅 申請人:中國科學(xué)院上海硅酸鹽研究所