CN102424596B - SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法，它涉及超高温陶瓷复合材料及其制备方法。本发明解决了现有的ZrC基超高温陶瓷致密度低、成本高的技术问题。SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体组成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中。制备方法：将SiC晶须经超声波分散后与SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合，再球磨、烘干，再将混合粉装入石墨模具中热压烧结，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料，其致密度为96％～100％，成本低，可用于固体火箭发动机或超高速飞行器。

Description

SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种超高温陶瓷复合材料及其制备方法。

背景技术

ZrC基超高温陶瓷，与硼化物陶瓷相近，是在2000℃以上可用材料的典型代表，具有较高的熔点、较好的化学稳定性、较高的弹性模量、优良的导电性、较高的硬度、良好的导热性等优异的性能，特别适合于作固体火箭发动机的喷管喉衬、燃气舵、端头帽等部件，也可以作为超高速飞行器的鼻锥、端头、翼前缘等耐高温结构元件等。但单相ZrC陶瓷具有致密度和烧结性能低、强度和韧性低、抗氧化性能差等缺点。为了弥补单一相陶瓷材料的这些缺陷，公开号为CN101948326A的中国专利采用SiC晶须添加到ZrC陶瓷中来提高复合材料的韧性，该材料的致密度仅为94％～95％，而且SiC晶须价格高，使材料成本提高。

发明内容

发明目的是为了解决现有ZrC基超高温陶瓷致密度低、成本高的技术问题，而提供SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法。

本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体制成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中，SiC纳米颗粒的体积百分含量为5％～15％，SiC晶须的体积百分含量为5％～15％，ZrC基体的体积百分含量为70％～90％。

本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、按体积百分比称取5％～15％的SiC纳米颗粒、5％～15％的SiC晶须和70％～90％的ZrC粉末；二、按SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶5mL～35mL的比例将步骤一称取的SiC晶须加入到无水乙醇中，然后用超声波处理3min～10min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为5～8∶1，在转速为100～300转/分的条件下球磨5h～20h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1800℃～2100℃、压力为10MPa～30MPa的条件下保温30min～60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度≥99.5％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度≥99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度≥99％，粒径为3μm～5μm。

本发明通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后，SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、分布均匀。

该材料可作为固体火箭发动机的喷管、燃气舵、端头帽等部件，也可以作为超高速飞行器的鼻锥、端头、翼前缘等耐高温结构件等。

附图说明

图1是具体实施方式十八制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料粉末的扫描电镜图；图2是具体实施方式十八制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯表面的扫描电镜图；图3具体实施方式十八制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯断口的扫描电镜图。

具体实施方式

具体实施方式一：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体制成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中，SiC纳米颗粒的体积百分含量为5％～15％，SiC晶须的体积百分含量为5％～15％，ZrC基体的体积百分含量为70％～90％。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后，SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、分布均匀。

具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是SiC纳米颗粒的体积百分含量为8％～12％，SiC晶须的体积百分含量为8％～12％，ZrC基体的体积百分含量为76％～84％。其它与具体实施方式一相同。

具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一不同的是SiC纳米颗粒的体积百分含量为10％，SiC晶须的体积百分含量为10％，ZrC基体的体积百分含量为80％。其它与具体实施方式一相同。

具体实施方式四：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、按体积百分比称取5％～15％的SiC纳米颗粒、5％～15％的SiC晶须和70％～90％的ZrC粉末；二、按SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶5mL～35mL的比例将步骤一称取的SiC晶须加入到无水乙醇中，然后用超声波处理3min～10min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为5～8∶1，在转速为100～300转/分的条件下球磨5h～20h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1800℃～2100℃、压力为10MPa～30MPa的条件下保温30min～60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度≥99.5％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度≥99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度≥99％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式中的球料质量比中的球是指球磨介质，料是指SiC晶须、SiC纳米颗粒和ZrC粉末之和，球料质量比是指球磨介质的质量与SiC晶须、SiC纳米颗粒和ZrC粉末质量之和的比值。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后，SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、分布均匀。

具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式四不同的是：步骤一中按体积百分比称取7％～13％的SiC纳米颗粒、7％～13％的SiC晶须和74％～86％的ZrC粉末。其它与具体实施方式四相同。

具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式四不同的是：步骤一中按体积百分比称取10％的SiC纳米颗粒、10％的SiC晶须和80％的ZrC粉末。其它与具体实施方式四相同。

具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式四至六之一不同的是：步骤二中SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶10mL～30mL。其它与具体实施方式四至六之一相同。

具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式四至六之一不同的是：步骤二中SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶20mL。其它与具体实施方式四至六之一相同。

具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式四至八之一不同的是：步骤二中超声波处理时间为4min～8min。其它与具体实施方式四至八之一相同。

具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式四至八之一不同的是：步骤二中超声波处理时间为6min。其它与具体实施方式四至八之一相同。

具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式四至十之一不同的是：步骤三中球料质量比为6～7∶1。其它与具体实施方式四至十之一相同。

具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式四至十之一不同的是：步骤三中球料质量比为6.5∶1。其它与具体实施方式四至十之一相同。

具体实施方式十三：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤三球磨转速为120～280转/分，球磨时间为6h～18h。其它与具体实施方式四至十二之一相同。

具体实施方式十四：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤三球磨转速为200转/分，球磨时间为12h。其它与具体实施方式四至十二之一相同。

具体实施方式十五：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤四中石墨模具内壁及两端涂一层BN，并在试样两端垫有石墨纸。其它与具体实施方式四至十二之一相同。

具体实施方式十六：本实施方式与具体实施方式四至十五之一不同的是：步骤四中在温度为1850℃～2050℃、压力为12MPa～28MPa的条件下保温35min～55min。其它与具体实施方式四至十五之一相同。

具体实施方式十七：本实施方式与具体实施方式四至十五之一不同的是：步骤四中在温度为2000℃、压力为20MPa的条件下保温45min。其它与具体实施方式四至十五之一相同。

具体实施方式十八：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取24.5512g的SiC纳米颗粒、8.1837g的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到200mL的无水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后，SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、分布均匀。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料为粉末的扫描电镜照片如图1所示，从图1可以看出，ZrC粉末与SiC纳米颗粒及SiC晶须混合较为均匀，SiC晶须有部分断裂，但大多数比较完整，基本没有出现颗粒团聚现象和晶须缠绕现象。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯表面的扫描电镜照片如图2所示，从图2可以看出，图中灰白色的区域为ZrC基体，暗黑色区域为SiC纳米颗粒，复合材料中出现大块的ZrC连续体，虽然SiC在基体中均匀的分布，没有发生团聚现象，但SiC的含量较少，只能有限地分散在ZrC基体内，使少部分ZrC的晶粒得到细化，并且晶粒间结合比较松散，气孔较多且明显。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯断口的扫描电镜照片如图3所示，从图3可以看出，材料的断裂方式主要以穿晶断裂为主。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表1所示。

表1

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为95％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成本降低。

具体实施方式十九：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取8.1837g的SiC纳米颗粒、24.5512g的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表2所示。

表2

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成本降低。

具体实施方式二十：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取16.3674g的SiC纳米颗粒、16.3674g的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表3所示。

表3

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，使复合材料的成本降低。

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料经过120秒氧乙炔焰烧蚀后，复合材料的质量烧蚀率仅为2.52×10^-4g/s，线烧蚀率仅为30.83×10^-4mm/s，这是由于在复合材料的表面形成了一层氧化膜，其结构主要是最外面的ZrO₂与SiO₂保护膜，以及在氧化层与基体之间的界面处形成的过渡层氧化物ZrC_xO_1-x，此氧化膜有效地阻止了氧的扩散，提高了材料的抗烧蚀性能。本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的抗烧蚀性能好。

具体实施方式二十一：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取16.3674g的SiC纳米颗粒、24.6618g的SiC晶须和250.7792g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表4所示。

表4

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成本降低。

Claims (10)

1.SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料，其特征在于SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体制成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中，SiC纳米颗粒的体积百分含量为5％～15％，SiC晶须的体积百分含量为5％～15％，ZrC基体的体积百分含量为70％～90％。

2.SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料，其特征在于SiC纳米颗粒的体积百分含量为8％～12％，SiC晶须的体积百分含量为8％～12％，ZrC基体的体积百分含量为76％～84％。

3.如权利要求1所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、按体积百分比称取5％～15％的SiC纳米颗粒、5％～15％的SiC晶须和70％～90％的ZrC粉末；二、按SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶5mL～35mL的比例将步骤一称取的SiC晶须加入到无水乙醇中，然后用超声波处理3min～10min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为5～8∶1，在转速为100～300转/分的条件下球磨5h～20h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为1800℃～2100℃、压力为10MPa～30MPa的条件下保温30min～60min，然后撤压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中SiC晶须的纯度≥99.5％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的纯度≥99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度≥99％，粒径为3μm～5μm。

4.根据权利要求3所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤一中按体积百分比称取7％～13％的SiC纳米颗粒、7％～13％的SiC晶须和74％～86％的ZrC粉末。

5.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤二中SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶10mL～30mL。

6.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤二中超声波处理时间为4min～8min。

7.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤三中球料质量比为6～7∶1。

8.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤三球磨转速为120～280转/分，球磨时间为6h～18h。

9.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤四中石墨模具内壁及两端涂一层BN，并在试样两端垫有石墨纸。

10.根据权利要求3或4所述的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法，其特征在于步骤四中在温度为1850℃～2050℃、压力为12MPa～28MPa的条件下保温35min～55min。

Images