CN114315359B - 一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用 - Google Patents

一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用 Download PDF

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CN114315359B CN202210004384.9A CN202210004384A CN114315359B CN 114315359 B CN114315359 B CN 114315359B CN 202210004384 A CN202210004384 A CN 202210004384A CN 114315359 B CN114315359 B CN 114315359B
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Abstract

一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用，它属于陶瓷材料技术领域，具体涉及一种制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用。方法：一、制备复合粉体；二、固溶耦合，得到高强韧复相高熵陶瓷。一种高强韧复相高熵陶瓷在超高温和切削刀具领域的应用。本发明中多种二硼化物和碳化物在烧结过程中发生固溶耦合，大大促进了传质过程，制备复相陶瓷的致密度均大于97.2％；本发明制备的高强韧复相高熵陶瓷的晶粒尺寸更加细小，同时强度和韧性均得到显著提升，断裂韧性可达5.8MPa·m1/2。本发明可获得一种高强韧复相高熵陶瓷。

Description

一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用
技术领域
本发明属于陶瓷材料技术领域，具体涉及一种制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用。
背景技术
近年来，随着航空航天、机械、冶金、核能、化工、军工等领域的快速发展，对材料性能的要求越来越苛刻，传统的单相材料由于材料设计调控范围窄、性能单一而逐渐难以满足需求。受高熵合金的启发，高熵陶瓷是一种由五种或以上组元形成的固溶体陶瓷。过去五年间，高熵硼化物、碳化物、氮化物、氧化物和硅化物的大量报道研究使高熵陶瓷逐渐成为研究热点。显著的固溶强化和高熵效应使高熵陶瓷具有高硬度、优异的抗氧化性和较低的热导率。
然而过渡金属二硼化物、碳化物高熵陶瓷具有高熔点和低自扩散系数，烧结困难和致密度低是普遍存在的问题。同时，高熵陶瓷缺乏强韧化机制，尽管硬度往往高于单相材料，但强度和韧性却往往不甚理想。相较于单相高熵陶瓷，由二硼化物-碳化物组成的复相高熵陶瓷目前研究较少。在公开报道中，由二硼化物-碳化物组成的复相陶瓷(如ZrB2-ZrC、TiB2-TiC等)相较于单相二硼化物或碳化物陶瓷更易烧结，晶粒尺寸大大降低且力学性能显著提升，但是目前仍然不宜在超高温和切削刀具领域中应用，因此，现有方法制备的二硼化物-碳化物组成的复相陶瓷在高温性能稳定、力学性能及抗氧化性能上仍然有待提升。
发明内容
本发明的目的是要解决现有方法制备的二硼化物-碳化物组成的复相陶瓷在高温性能稳定、力学性能及抗氧化性能上仍然有待提升的问题，而提供一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法和应用。
一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为30％～70％；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以10℃/min～300℃/min的升温速率从室温升温至1800℃～2200℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1800℃～2200℃和烧结压力为25MPa～100MPa的条件下保温，再降至室温，脱模，得到高强韧复相高熵陶瓷。
一种高强韧复相高熵陶瓷在超高温和切削刀具领域的应用。
本发明包含以下有益效果：
一、本发明选择五种过渡金属二硼化物粉体和五种过渡金属碳化钛粉体，采用高能球磨工艺制备复合粉体，在惰性气氛保护下，进行放电等离子烧结，制备得到高强韧复相高熵陶瓷；多种二硼化物和碳化物在烧结过程中发生固溶耦合，大大促进了传质过程，制备复相陶瓷的致密度均大于97.2％；此外，复相高熵陶瓷具有更复杂的界面关系和多组元效应导致晶粒生长比单相高熵陶瓷更困难；
二、本发明制备的高强韧复相高熵陶瓷的晶粒尺寸更加细小，同时强度和韧性均得到显著提升，室温下材料的硬度可达37GPa，弹性模量可达567GPa，三点弯曲强度可达804MPa，断裂韧性可达5.8MPa·m1/2。
本发明可获得一种高强韧复相高熵陶瓷。
附图说明
图1为实施例1制备的化学式为(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)B2-(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)C的高强韧复相高熵陶瓷的XRD图谱；
图2为实施例1制备的化学式为(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)B2-(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)C的高强韧复相高熵陶瓷的SEM显微组织照片；
图3为实施例1制备的化学式为(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)B2-(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)C的高强韧复相高熵陶瓷的裂纹扩展照片；
图4为实施例1制备的化学式为(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)B2-(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta)C的高强韧复相高熵陶瓷的断口照片。
具体实施方式
以下实施例进一步说明本发明的内容，但不应理解为对本发明的限制。在不背离本发明实质的情况下，对本发明方法、步骤或条件所作的修改和替换，均属于本发明的范围。
具体实施方式一：本实施方式一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为30％～70％；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以10℃/min～300℃/min的升温速率从室温升温至1800℃～2200℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1800℃～2200℃和烧结压力为25MPa～100MPa的条件下保温，再降至室温，脱模，得到高强韧复相高熵陶瓷。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同点是：步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为50％。其它步骤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或二之一不同点是：步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm。其它步骤与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同点是：步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm。其它步骤与具体实施方式一至三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同点是：步骤一③中所述的球磨的球料比为(10～50):1，球磨时间为10h～30h，球磨机转速200r/min～600r/min；球磨罐和磨球材质为硬质合金。其它步骤与具体实施方式一至四相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同点是：步骤二中将放电等离子烧结炉以10℃/min～50℃/min的升温速率从室温升温至1850℃～2100℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、再在烧结温度为1850℃～2100℃和烧结压力为25MPa～100MPa的条件下保温，再降至室温，脱模，得到高强韧复相高熵陶瓷。其它步骤与具体实施方式一至五相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同点是：步骤二中所述的保温的时间为0.5h～5h。其它步骤与具体实施方式一至六相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同点是：步骤二中所述的保温的时间为3min～60min。其它步骤与具体实施方式一至七相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同点是：步骤二中所述的高强韧复相高熵陶瓷的相对密度>97％，室温硬度为30～40GPa，三点弯曲强度为600～1000MPa，断裂韧性为4～7MPa·m1/2。其它步骤与具体实施方式一至八相同。
具体实施方式十：本实施方式是一种高强韧复相高熵陶瓷在超高温和切削刀具领域的应用。
下面结合附图和实施例对本发明进行详细的说明。
实施例1：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为50％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以20℃/min的升温速率从室温升温至2000℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为2000℃和烧结压力为30MPa的条件下保温1h，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例1制备的化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷进行XRD测试，测试结果如图1所示，图中“★”为(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C对应的衍射峰，“●”为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2对应的衍射峰。由图可知，放电等离子烧结后各种硼化物和碳化物发生相互固溶，最终生成两种固溶体相；由衍射峰可知烧结得到的材料均为复相，对衍射峰进行标定可以发现主相分别为面心立方结构的碳化物相和密排六方结构的硼化物相，证明采用实施例1技术方案可获得化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例1制备的化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷进行SEM测试，测试结果如图2所示；由图2可知，高强韧复相高熵陶瓷由二硼化物黑色相和碳化物白色相组成；材料中几乎不含气孔，基本实现致密化；材料组织分布均匀，晶粒尺寸细小。
对实施例1制备的化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷进行断口分析，测试结果如图3所示；由图可知，高强韧复相高熵陶瓷的烧结基本致密，观察到河流花样和硼化物板状晶的拔出，即高强韧复相高熵陶瓷的断裂方式均为沿晶加穿晶混合型断裂。对实施例1制备的化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷进行裂纹扩展分析，测试结果如图4所示。由图可知，压裂纹扩展过程中会发生偏转。
对实施例1制备的化学式为(Ti0.28,Zr0.18,Hf0.18,Nb0.21,Ta0.15)B2-(Ti0.12,Zr0.18,Hf0.24,Nb0.18,Ta0.28)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为98.3％，材料的硬度35GPa，弹性模量559GPa，三点弯曲强度752MPa，断裂韧性5.8MPa·m1/2。
实施例2：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为50％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以100℃/min的升温速率从室温升温至1900℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1900℃和烧结压力为40MPa的条件下保温10min，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.25,Zr0.20,Hf0.18,Nb0.23,Ta0.14)B2-(Ti0.15,Zr0.19,Hf0.23,Nb0.14,Ta0.29)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例2制备的化学式为(Ti0.25,Zr0.20,Hf0.18,Nb0.23,Ta0.14)B2-(Ti0.15,Zr0.19,Hf0.23,Nb0.14,Ta0.29)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为98.5％，材料的硬度36GPa，弹性模量551GPa，三点弯曲强度804MPa，断裂韧性5.3MPa·m1/2。
实施例3：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为30％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以20℃/min的升温速率从室温升温至2000℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为2000℃和烧结压力为30MPa的条件下保温1h，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.35,Zr0.15,Hf0.14,Nb0.20,Ta0.16)B2-(Ti0.14,Zr0.19,Hf0.23,Nb0.18,Ta0.26)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例3制备的化学式为(Ti0.35,Zr0.15,Hf0.14,Nb0.20,Ta0.16)B2-(Ti0.14,Zr0.19,Hf0.23,Nb0.18,Ta0.26)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为97.2％，材料的硬度32GPa，弹性模量524GPa，三点弯曲强度635MPa，断裂韧性4.5MPa·m1/2。
实施例4：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为30％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以100℃/min的升温速率从室温升温至1900℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1900℃和烧结压力为40MPa的条件下保温10min，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.37,Zr0.13,Hf0.12,Nb0.23,Ta0.15)B2-(Ti0.15,Zr0.20,Hf0.25,Nb0.16,Ta0.24)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例4制备的化学式为(Ti0.37,Zr0.13,Hf0.12,Nb0.23,Ta0.15)B2-(Ti0.15,Zr0.20,Hf0.25,Nb0.16,Ta0.24)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为98.1％，材料的硬度34GPa，弹性模量530GPa，三点弯曲强度722MPa，断裂韧性5.0MPa·m1/2。
实施例5：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为70％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以20℃/min的升温速率从室温升温至2000℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为2000℃和烧结压力为30MPa的条件下保温1h，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.26,Zr0.19,Hf0.19,Nb0.20,Ta0.16)B2-(Ti0.11,Zr0.17,Hf0.26,Nb0.16,Ta0.30)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例5制备的化学式为(Ti0.26,Zr0.19,Hf0.19,Nb0.20,Ta0.16)B2-(Ti0.11,Zr0.17,Hf0.26,Nb0.16,Ta0.30)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为97.9％，材料的硬度35GPa，弹性模量567GPa，三点弯曲强度680MPa，断裂韧性4.3MPa·m1/2。
实施例6：一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为70％；
步骤一③中所述的球磨的球料比为20:1，球磨时间为20h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以100℃/min的升温速率从室温升温至1900℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1900℃和烧结压力为40MPa的条件下保温10min，再降至室温，脱模，得到化学式为(Ti0.25,Zr0.20,Hf0.18,Nb0.23,Ta0.14)B2-(Ti0.13,Zr0.18,Hf0.23,Nb0.15,Ta0.31)C的高强韧复相高熵陶瓷。
对实施例6制备的化学式为(Ti0.25,Zr0.20,Hf0.18,Nb0.23,Ta0.14)B2-(Ti0.13,Zr0.18,Hf0.23,Nb0.15,Ta0.31)C的高强韧复相高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该复相陶瓷的相对密度为98.3％，材料的硬度37GPa，弹性模量541GPa，三点弯曲强度753MPa，断裂韧性4.1MPa·m1/2。
对比例1：二硼化物高熵陶瓷的制备方法，是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体；
步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、将二硼化物混合粉体进行球磨，得到复合粉体；
步骤一②中所述的球磨的球料比为10:1，球磨时间为30h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以20℃/min的升温速率从室温升温至2000℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为2000℃和烧结压力为30MPa的条件下保温1h，再以20℃/min的降温速率降至室温，脱模，得到二硼化物高熵陶瓷。
对对比例1制备的二硼化物高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该高熵陶瓷的相对密度为92.3％，硬度为21GPa，三点弯曲强度为438MPa，断裂韧性为4.2MPa·m1 /2。
对比例2：碳化物高熵陶瓷的制备方法，是按以下步骤完成的：
①、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体；
步骤一①中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.％，粉体粒径D50均在0.1～10μm；
②、将碳化物混合粉体进行球磨，得到复合粉体；
步骤一②中所述的球磨的球料比为10:1，球磨时间为30h，主盘转速为250rpm，行星盘转速为500rpm；球磨罐和磨球材质为硬质合金；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以20℃/min的升温速率从室温升温至2000℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为2000℃和烧结压力为30MPa的条件下保温1h，再以20℃/min的降温速率降至室温，脱模，得到碳化物高熵陶瓷。
对对比例2制备的碳化物高熵陶瓷进行力学性能测试，结果表明室温下该高熵陶瓷的相对密度为93.4％，硬度为19GPa，三点弯曲强度为312MPa，断裂韧性为2.4MPa·m1/2。通过对比例1和对比例2可以发现本发明技术方案在提升陶瓷材料强韧化的显著优势。
上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合和简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤二中的高强韧复相高熵陶瓷的相对密度>97%，室温硬度为30~40GPa，三点弯曲强度为600~1000MPa，断裂韧性为4~7MPa·m1/2；该方法是按以下步骤完成的：
一、制备复合粉体：
①、按照等摩尔比称取二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体，得到二硼化物混合粉体I；
②、按照等摩尔比称取碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体，得到碳化物混合粉体II；
③、将二硼化物混合粉体I和碳化物混合粉体II混合，球磨，得到复合粉体；
步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为30%~70%；
二、将复合粉体置于模具中，再放入放电等离子烧结炉内，将放电等离子烧结炉以10℃/min~300℃/min的升温速率从室温升温至1800℃~2200℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、烧结温度为1800℃~2200℃和烧结压力为25MPa~100MPa的条件下保温，再降至室温，脱模，得到高强韧复相高熵陶瓷。
2.根据权利要求1所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤一③中所述的复合粉体中二硼化物混合粉体I的摩尔分数为50%。
3.根据权利要求1或2所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤一①中所述的二硼化钛、二硼化锆、二硼化铪、二硼化铌和二硼化钽粉体的纯度均>99.0wt.%，粉体粒径D50均在0.1~10μm。
4.根据权利要求1或2所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤一②中所述的碳化钛、碳化锆、碳化铪、碳化铌和碳化钽粉体的纯度均>99.0wt.%，粉体粒径D50均在0.1~10μm。
5.根据权利要求1或2所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤一③中所述的球磨的球料比为(10~50):1，球磨时间为10h~30h，球磨机转速200r/min~600r/min；球磨罐和磨球材质为硬质合金。
6.根据权利要求1或2所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤二中将放电等离子烧结炉以10℃/min~50℃/min的升温速率从室温升温至1850℃~2100℃，升温至1650℃时向放电等离子烧结炉内通入氩气，再在氩气气氛、再在烧结温度为1850℃~2100℃和烧结压力为25MPa~100MPa的条件下保温，再降至室温，脱模，得到高强韧复相高熵陶瓷。
7.根据权利要求1所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤二中所述的保温的时间为0.5h~5h。
8.根据权利要求7所述的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的方法，其特征在于步骤二中所述的保温的时间为3min~60min。
9.根据权利要求1~8任意一项所述的制备方法制备的一种利用固溶耦合法制备高强韧复相高熵陶瓷的应用，其特征在于一种高强韧复相高熵陶瓷在超高温和切削刀具领域的应用。
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