CN112358306B - 一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种高强高韧TaxHf1‑xC基复合材料及其制备方法，该TaxHf1‑xC基复合材料以TaxHf1‑xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；TaxHf1‑xC基复合材料为层状结构，TaxHf1‑xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且所述TaxHf1‑xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1‑xC陶瓷相。该制备方法包括设计TaxHf1‑xC基复合材料的结构、按设计的结构铺填原料和高温烧结等步骤。本发明提供的TaxHf1‑xC基复合材料具有高强高韧的特性，可在极端热环境下服役，用作固体火箭发动机的高温阀、高超声速飞行器的机翼前缘等部件。本发明提供的制备方法工艺简单方便，材料结构设计空间大。

Description

一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及耐超高温材料技术领域，尤其是一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料及其制备方法。
背景技术
TaxHf1-xC陶瓷是碳化钽（TaC）和碳化铪（HfC）在高温下形成的固溶体，其熔点最高可达4300 K，位列世界上所有已知物质之首，热导率和热膨胀系数也远低于难熔金属。同时，得益于固溶强化效应，TaxHf1-xC陶瓷的硬度极高，抗高温氧化、抗烧蚀性能十分突出，具备在极端热环境下（>3000 K）服役的潜力，是高马赫数（>8 Ma）飞行器鼻锥、机翼前缘等部件的优异候选材料。但受限于本征脆性，TaxHf1-xC陶瓷经大热流密度冲击容易发生崩裂，导致材料失效。因此，TaxHf1-xC陶瓷作为热结构材料应用前必须经过增韧处理。
现有的陶瓷增韧技术并没有彻底解决TaxHf1-xC陶瓷的脆性问题，得到的复合材料韧性普遍在6 MPa·m1/2以下，性能距离应用为热结构材料仍存在很大差距。
发明内容
本发明提供一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料及其制备方法，用于克服现有技术中TaxHf1-xC基复合材料韧性较差，不能满足极端热环境服役装备对于高性能热结构材料迫切需求等缺陷。
为实现上述目的，本发明提出一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，所述TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；
所述TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且所述TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相；
所述TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层之间还包括界面层，所述界面层是由于金属Ta与TaxHf1-xC陶瓷反应生成的；所述界面层包括多种中间相，所述中间相包括Ta2Cy ：0.70≤y≤1.00、ζ-Ta4C3-y：0.20＜y＜0.56和TaCy：0.65-0.70≤y≤0.88-1.00。
为实现上述目的，本发明还提出一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料的制备方法，包括：
S1：设计TaxHf1-xC基复合材料的层状结构，所述层状结构包括TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层为交替叠层排布，TaxHf1-xC基复合材料上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷层，以及TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层的层数、层厚比；
S2：根据设计的层状结构，在模具中铺填一层TaxHf1-xC陶瓷粉体，将所述TaxHf1-xC陶瓷粉体压制密实后，铺填一层金属Ta；
S3：按设计的层状结构，重复TaxHf1-xC陶瓷粉体和金属Ta的铺填过程，直至满足设计的层状结构；
S4：将模具移至烧结设备中，抽真空、加载压力、烧结；
S5：模具随炉冷却至室温后，开炉、脱模，得到TaxHf1-xC基复合材料。
与现有技术相比，本发明的有益效果有：
1、本发明提供的TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且所述TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相。本发明以难熔金属Ta作为TaxHf1-xC陶瓷的增韧相，Ta的熔点为3269 K，在难熔金属中仅次于W和Re，其室温屈服强度、抗拉强度分别为262 MPa、483 MPa，高温服役时也能保持较好的力学性能，一直是航天领域重要的原材料。同时，Ta的线膨胀系数约为8.06×10-6/K，与TaxHf1-xC陶瓷（7.08×10-6/K-7.66×10-6/K）较为接近，两者结合不会因热失配导致缺陷产生。
TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，且TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，多界面的层状结构材料具有耐缺陷的特点，在获得高韧性的同时并不会牺牲强度。相比颗粒弥散增韧TaxHf1-xC陶瓷，层状结构的TaxHf1-xC基复合材料在应力场中可产生一种能量耗散机制，一方面难熔金属Ta层通过形变有效吸收复合材料受破坏时的能量，钝化裂纹扩展的尖端，偏转裂纹，增长裂纹的扩展路径；另一方面，难熔金属Ta和TaxHf1-xC陶瓷热膨胀系数的微弱差异会导致材料内部滋生少量残余应力，也可一定程度耗散裂纹扩展的能量，起到复合增韧的作用。
TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相，陶瓷的抗氧化性能和抗烧蚀性能优于金属，将TaxHf1-xC基复合材料的外表层设计成TaxHf1-xC陶瓷相，有利于保证材料在高温有氧环境下的服役寿命和可靠性。
2、本发明提供的TaxHf1-xC基复合材料弯曲强度和断裂韧性可同时达到515 MPa、17.9MPa·m1/2的高值，具有强韧双高的特性。
3、本发明提供的TaxHf1-xC基复合材料的制备方法工艺简单方便，材料结构设计空间大，可针对不同的应用需求，通过调整两相的排布得到不同性能的复合材料，工业化前景广阔。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图示出的结构获得其他的附图。
图1为本发明提供的高强高韧TaxHf1-xC基复合材料的结构图；
图2为实施例1~3中TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料截面的SEM照片；
图3为对比例1和实施例1~6中制备的复合材料三点弯曲测试的载荷-位移曲线；
图4为实施例3中TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料经单边切口梁SEPB测试后的BSE照片。
本发明目的的实现、功能特点及优点将结合实施例，参照附图做进一步说明。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
另外，本发明各个实施例之间的技术方案可以相互结合，但是必须是以本领域普通技术人员能够实现为基础，当技术方案的结合出现相互矛盾或无法实现时应当认为这种技术方案的结合不存在，也不在本发明要求的保护范围之内。
无特殊说明，所使用的药品/试剂均为市售。
本发明提出一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，如图1所示，所述TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；
所述TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且所述TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相；
所述TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层之间还包括界面层，所述界面层是由于金属Ta与TaxHf1-xC陶瓷反应生成的；所述界面层包括多种中间相，所述中间相包括Ta2Cy ：0.70≤y≤1.00、ζ-Ta4C3-y：0.20＜y＜0.56和TaCy：0.65-0.70≤y≤0.88-1.00。
本发明采用层状结构设计的增韧思路，以连续形态的难熔金属Ta作为增韧相，得益于增韧相本身的韧性高于无机非金属材料颗粒，以及增韧相形貌和层状结构设计会赋予增韧加成，得到的TaxHf1-xC基复合材料的韧性大幅优于目前报道的数值。
本发明提供的TaxHf1-xC基复合材料密度适中，力学性能、耐高温性能和抗热冲击性能优异，可在极端热环境下服役，用作固体火箭发动机的高温阀、高超声速飞行器的机翼前缘等部件。
本发明的目的在于以Ta金属作为TaxHf1-xC固溶陶瓷的增韧相，利用Ta优异的室温和高温韧性、合适的高温强度以及与陶瓷基体突出的物理（热膨胀系数差异较小）和化学相容性（可反应生成界面层）改善TaxHf1-xC固溶陶瓷的本征脆性，进而获得一种高强高韧的耐超高温材料。
在高温下，Ta可与TaxHf1-xC陶瓷中的TaC发生反应，生成Ta2Cy (0.70≤y≤1.00)、ζ-Ta4C3-y (0.20＜y＜0.56)、TaCy (0.65-0.70≤y≤0.88-1.00)等中间相，其中ζ-Ta4C3-y为层状结构，断裂韧性约为14 MPa·m1/2，可进一步实现对TaxHf1-xC陶瓷的微观增韧。
难熔金属Ta层和TaxHf1-xC陶瓷层通过反应形成了强弱适中的界面结合，能够有效传递载荷。同时，两相反应生成的ζ-Ta4C3-y也是层状结构，在更小尺度层面起到增强和增韧的作用。
优选地，所述金属Ta层的层数≥1，金属Ta层和TaxHf1-xC陶瓷层的层厚比为0.1~1。对于层状结构材料，其他因素不变时，层数越大，材料的韧性增大，强度降低；总厚度和层数一定时，层厚比太大则不利于层状陶瓷的韧性，太小又不利于层状陶瓷的强度。将金属Ta层的层数设计为≥1，将金属Ta层和TaxHf1-xC陶瓷层的层厚比设计为0.1~1，有利于在保证复合材料具有适中强度的前提下，尽可能延长裂纹在材料内部的扩展路径，提高材料的韧性。
优选地，所述金属Ta的形态为连续纤维、连续纤维二维织物、丝带、箔中的至少一种。大量的研究已经表明，在增韧相体积分数一定的情况下，复合材料韧性的提高幅度与增韧相的形貌有密切的关系。一般而言，长径比大的增韧相增韧效果普遍优于颗粒状增韧相，片状增韧相增韧效果优于纤维状增韧相。而连续纤维经过编织形成二维织物后，因轴向、径向的束缚增强，更有利于耗散应力，增韧效果也随之大幅提升。
优选地，所述连续纤维直径为0.3~0.8 mm；
所述连续纤维二维织物以直径为0.3~0.8 mm的连续纤维编织而成，所述连续纤维二维织物的网格孔隙为0.5~2 mm；
所述丝带和箔的厚度为0.2~0.8 mm。
Ta纤维的直径、Ta丝带和Ta箔的厚度直接决定着复合材料中金属Ta层的层厚。对于层状结构材料，硬质层（陶瓷层）和软质层（金属层）的厚度影响着复合材料的破坏模式，较薄地软质层能更大幅度地弯曲，将裂纹沿厚度方向分成更多的几段，进而提高复合材料断裂韧性。但金属层厚度也不是越小越好，因为工艺条件的限制，降低层厚会导致金属层在烧结过程中发生局部形变，导致厚度均匀性降低，增大了界面处缺陷引入的几率。
连续纤维二维织物的网格孔隙对于复合材料的性能有较大影响：网格孔隙太大，两层TaxHf1-xC陶瓷粉体可以充分接触，有利于高温下烧结致密化，但弊端在于得到的复合材料中陶瓷层的厚度会与预先设计有所偏差，且连续纤维二维织物在轴向方向抵抗变形的能力减弱，会降低增韧效果；网格孔隙太小，连续纤维二维织物的整体力学性能较好，增韧效果突出，但编织加工难度增加，且两层TaxHf1-xC陶瓷粉体接触不充分，难以烧结致密化。
优选地，所述TaxHf1-xC陶瓷由固溶合成的TaxHf1-xC粉体烧结得到或者由含Ta（钽）、Hf（铪）、C（碳）三种元素的混合粉体通过原位反应、固溶和烧结得到。
优选地，所述TaxHf1-xC陶瓷的具体制备方法参见中国专利CN104961465A，且制备温度在2000℃以上。
本发明还提出一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料的制备方法，包括：
S1：设计TaxHf1-xC基复合材料的层状结构，所述层状结构包括TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层为交替叠层排布，TaxHf1-xC基复合材料上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷层，以及TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层的层数、层厚比；
优选地，所述金属Ta层的层数≥1，金属Ta层和TaxHf1-xC陶瓷层的层厚比为0.1~1。
所述金属Ta的形态为连续纤维、连续纤维二维织物、丝带、箔中的至少一种。
所述连续纤维直径为0.3~0.8 mm；
所述连续纤维二维织物以直径为0.3~0.8 mm的连续纤维编织而成，所述连续纤维二维织物的网格孔隙为0.5~2 mm；
所述丝带和箔的厚度为0.2~0.8 mm。
S2：根据设计的层状结构，在模具中铺填一层TaxHf1-xC陶瓷粉体，将所述TaxHf1-xC陶瓷粉体压制密实后，铺填一层金属Ta；
S3：按设计的层状结构，重复TaxHf1-xC陶瓷粉体和金属Ta的铺填过程，直至满足设计的层状结构；
S4：将模具移至烧结设备中，抽真空、加载压力、烧结；
优选地，所述烧结设备为热压烧结炉或者放电等离子烧结炉。
优选地，所述抽真空后真空环境为10 Pa以下。在近2000℃的高温下，金属和碳化物陶瓷具有非常高的反应活性，尤其对于O原子非常敏感。当炉内真空高于10 Pa时，金属和碳化物陶瓷极易氧化生成氧化物杂质，分布在晶界处，不仅阻碍复合材料的烧结致密化，同时损害复合材料的力学性能和耐高温性能。因此，需在真空环境为10 Pa以下进行制备以防止氧化金属和碳化物陶瓷在高温下氧化。
优选地，所述压力为20~70 MPa。烧结致密化是赋予陶瓷宏观性能的前提。TaxHf1- xC陶瓷熔点高、原子间化学键结合强、自扩散系数低，高温烧结致密化非常困难。烧结同时加载压力，不仅可以促使坯体中TaxHf1-xC颗粒堆积更加紧密、接触面积增大，还能够补偿因坯体中闭气孔而抵消的表面张力，加速TaxHf1-xC基复合材料的烧结致密化。对于陶瓷材料，当加载压力低于20 MPa时，压力对于促进材料的烧结致密化效果不明显，但当加载压力高于70 MPa时，压力不仅给模具的承载能力提出了严苛考验，同时容易导致材料内部滋生裂纹。
优选地，所述烧结的温度为2000~2200℃。烧结温度是影响烧结的重要因素。随着温度升高，物料蒸气压增加，扩散系数增大，粘度降低，从而促进了蒸发-冷凝，离子和空位扩散以及颗粒重排和粘性塑性流动等过程加速，有利于陶瓷的烧结致密化。对于TaxHf1-xC基复合材料而言，2000℃以下烧结往往难以得到致密度高的样品，但一味提高烧结温度又会加剧金属相和陶瓷相的反应程度，导致界面层的厚度增加、金属相的厚度减小。综合考虑，以2000~2200℃为烧结温度可得到相对致密且界面层厚度适中的TaxHf1-xC基复合材料。
S5：模具随炉冷却至室温后，开炉、脱模，得到TaxHf1-xC基复合材料。
对比例1
本对比例提供一种TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷的制备方法，包括如下步骤：
（1）称取溶剂热-碳热还原工艺合成的TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷粉体50 g放入方形石墨模具中（长*宽：30*40 mm）；
（2）合模后通过液压机以2 MPa的压力将陶瓷粉体压实后，放入放电等离子烧结炉中，抽取真空至炉内气压低于10 Pa；
（3）以100℃/min的速率从室温升温至1500℃，加载压力从0到40 MPa；以50℃/min的速率从1500℃升温至2000℃，保温5 min后随炉降温得到TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为181 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为2.5 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为230 J/m2。
实施例1
本实施例提供一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，该TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；
该TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相。
本实施例还提供一种上述所述TaxHf1-xC基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
S1：设计TaxHf1-xC基复合材料的层状结构，包括TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层叠层排布，上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相，TaxHf1-xC陶瓷层7层和金属Ta层6层；
S2：称取溶剂热-碳热还原工艺合成的TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷粉体8 g放入方形石墨模具（长*宽：30*40 mm）中，通过刮片刮平；
S3：利用上模具将陶瓷粉体压实后放入预先裁剪好的Ta网（纤维直径为0.5 mm，网格孔隙为1 mm）；
S4：再在Ta网上铺填8 g TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷粉体，通过刮片刮平后利用上模具压实；
重复TaxHf1-xC陶瓷粉体和金属Ta的铺填过程，直至坯体形成6层Ta网，7层陶瓷的叠层分布结构；
S5：合模后通过液压机以2 MPa的压力将复合材料坯体压实后，放入放电等离子烧结炉中，抽取真空至炉内气压低于10 Pa；
以100℃/min的速率从室温升温至1500℃，加载压力从0到40 MPa；以50℃/min的速率从1500℃升温至2000℃，保温5 min后随炉降温得到TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料。
本实施例制备的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料截面的扫描电镜（SEM）照片如图2所示，在TaxHf1-xC（x=0.5）固溶陶瓷基体中，钽纤维或沿轴向、或沿径向以叠层的形式交错分布，与预设的层状结构一致。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为213 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为4.4 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为430 J/m2。
实施例2
本实施例提供一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，该TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；
该TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相。
本实施例还提供一种上述所述TaxHf1-xC基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
S1：设计TaxHf1-xC基复合材料的层状结构，包括TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层叠层排布，上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相，TaxHf1-xC陶瓷层2层和金属Ta层1层；
S2：称取溶剂热-碳热还原工艺合成的TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷粉体24 g放入方形石墨模具（长*宽：30*40 mm）中，通过刮片刮平；
S3：利用上模具将陶瓷粉体压实后放入预先裁剪好的Ta箔（厚度为0.2 mm）；
S4：再在Ta箔上铺填24 g TaxHf1-xC（x=0.5）陶瓷粉体，通过刮片刮平后利用上模具压实；
S5：合模后通过液压机以2 MPa的压力将复合材料坯体压实后，放入放电等离子烧结炉中，抽取真空至炉内气压低于10 Pa；
以100℃/min的速率从室温升温至1500℃，加载压力从0到40 MPa；以50℃/min的速率从1500℃升温至2000℃，保温5 min后随炉降温得到TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料。
本实施例制备的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料截面的扫描电镜（SEM）照片如图2所示，Ta箔仍保持二维平整的形貌，但其与TaxHf1-xC（x=0.5）固溶陶瓷基体的上下交界处存在明显的界面反应层。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为283 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为6.9 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为669 J/m2。
实施例3
本实施例与实施例1的区别在于选用的增韧相为0.2 mm厚的Ta箔，且每个步骤加入的陶瓷粉体质量为3.5 g，最终得到的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料为8层Ta箔、9层陶瓷的结构。
本实施例制备的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料截面的扫描电镜（SEM）照片如图2所示，Ta箔和TaxHf1-xC（x=0.5）固溶陶瓷交替叠层排布，与预设的结构完全一致。
本实施例制备的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料经单边切口梁（SEPB）测试后的背散射扫描电镜（BSE）照片如图4所示，裂纹在TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料中扩展时不仅会因Ta箔的延性断裂和两相界面的脱粘而耗散能量，同时还易在界面处发生偏转，进而延长了裂纹扩展的路径，达到增韧的目的。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为402 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为10.4 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为1218 J/m2。
实施例4
本实施例与实施例1的区别在于选用的增韧相为0.2 mm厚的Ta箔，且每个步骤加入的陶瓷粉体质量为7 g，最终得到的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料为5层Ta箔、6层陶瓷的结构。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为347 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为8.3 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为2169 J/m2。
实施例5
本实施例与实施例1的区别在于选用的增韧相为0.2 mm厚的Ta箔，且每个步骤加入的陶瓷粉体质量依次为10.5 g，最终得到的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料为3层Ta箔、4层陶瓷的结构。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为253 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为6.6 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为640 J/m2。
实施例6
本实施例与实施例1的区别在于选用的增韧相为0.2 mm厚的Ta箔，且每个步骤加入的陶瓷粉体质量依次为5.25 g、4.38 g、3.5 g、2.63 g、1.75 g、2.63 g、3.5 g、4.38 g、5.25 g，最终得到的TaxHf1-xC（x=0.5）基复合材料为8层Ta箔、9层陶瓷的结构。
参照GB/T 6569-2006采用三点弯曲法测得弯曲强度为515 MPa；参照GB/T 23806-2009采用单边预制纹梁（SEPB）法测得断裂韧性KIC为17.9 MPa·m1/2；根据三点弯曲的载荷-位移曲线（如图3所示）的积分面积通过相关公式计算得到断裂功为5656 J/m2。
以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (9)

1.一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，其特征在于，所述TaxHf1-xC基复合材料以TaxHf1-xC陶瓷为基底、以金属Ta为增韧相；
所述TaxHf1-xC基复合材料为层状结构，TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层叠层排布，且所述TaxHf1-xC基复合材料的上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷相；
所述TaxHf1-xC陶瓷层与金属Ta层之间还包括界面层，所述界面层是由于金属Ta与TaxHf1-xC陶瓷反应生成的；所述界面层包括多种中间相，所述中间相包括Ta2Cy ：0.70≤y≤1.00、ζ-Ta4C3-y：0.20＜y＜0.56和TaCy：0.65-0.70≤y≤0.88-1.00。
2.如权利要求1所述的高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，其特征在于，所述金属Ta层的层数≥1，金属Ta层和TaxHf1-xC陶瓷层的层厚比为0.1~1。
3.如权利要求1所述的高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，其特征在于，所述金属Ta的形态为连续纤维、连续纤维二维织物、丝带、箔中的至少一种。
4.如权利要求3所述的高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，其特征在于，所述连续纤维直径为0.3~0.8 mm；
所述连续纤维二维织物以直径为0.3~0.8 mm的连续纤维编织而成，所述连续纤维二维织物的网格孔隙为0.5~2 mm；
所述丝带和箔的厚度为0.2~0.8 mm。
5.如权利要求1所述的高强高韧TaxHf1-xC基复合材料，其特征在于，所述TaxHf1-xC陶瓷由固溶合成的TaxHf1-xC粉体烧结得到或者由含Ta、Hf、C三种元素的混合粉体通过原位反应、固溶和烧结得到。
6.一种高强高韧TaxHf1-xC基复合材料的制备方法，其特征在于，包括：
S1：设计TaxHf1-xC基复合材料的层状结构，所述层状结构包括TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层为交替叠层排布，TaxHf1-xC基复合材料上表面和下表面均为TaxHf1-xC陶瓷层，以及TaxHf1-xC陶瓷层和金属Ta层的层数、层厚比；
S2：根据设计的层状结构，在模具中铺填一层TaxHf1-xC陶瓷粉体，将所述TaxHf1-xC陶瓷粉体压制密实后，铺填一层金属Ta；
S3：按设计的层状结构，重复TaxHf1-xC陶瓷粉体和金属Ta的铺填过程，直至满足设计的层状结构；
S4：将模具移至烧结设备中，抽真空、加载压力、烧结；
S5：模具随炉冷却至室温后，开炉、脱模，得到TaxHf1-xC基复合材料。
7.如权利要求6所述的制备方法，其特征在于，在步骤S4中，所述抽真空后真空环境为10 Pa以下。
8.如权利要求6所述的制备方法，其特征在于，在步骤S4中，所述压力为20~70 MPa。
9.如权利要求6所述的制备方法，其特征在于，在步骤S4中，所述烧结的温度为2000~2200℃。
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