CN114318070B - 铝基复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铝基复合材料及其制备方法，所述铝基复合材料包括铝基体以及分布在所述铝基体中的AlN和TiB₂，其中，AlN呈网状构型，TiB₂呈球壳状构型。根据本发明的铝基复合材料可包含构型可控的TiB₂和AlN。

Description

铝基复合材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及复合材料技术领域，特别涉及一种铝基复合材料及其制备方法。

背景技术

铝基复合材料具有低密度、高硬度以及优异的耐磨性能，作为轻质高强材料发挥着越来越重要的作用。随着航空航天等行业的飞速发展，对于铝合金材料的轻量化与高模量提出了越来越高的要求。

铝基复合材料兼具增强相与基体合金的优良性能，尤其是通过调控增强相在基体中分布、形貌、体积分数等构型参数，可有效提高复合材料的弹性模量。

然而，目前，铝基复合材料中增强相粒子多为简单的叠加，导致铝基复合材料的性能提升较小。

发明内容

本发明的一个目的在于提供一种AlN和TiB₂的构型可控的铝基复合材料及其制备方法。

本发明的另一目的在于提供一种具有改善的性能的铝基复合材料及其制备方法。

根据本发明的一方面，提供一种铝基复合材料，所述铝基复合材料包括铝基体以及分布在所述铝基体中的AlN和TiB₂，其中，AlN呈网状构型，TiB₂呈球壳状构型。

可选地，网状构型的AlN包覆所述铝基体，并且球壳状构型的TiB₂包覆所述铝基体。

可选地，网状构型的AlN与球壳状构型的TiB₂彼此连接。

可选地，网状构型的AlN分布在球壳状构型的TiB₂外部。

可选地，网状构型的AlN的网壳厚度为0.05μm～15μm，网状构型的AlN的网胞尺寸为1μm～30μm。球壳状构型的TiB₂的壳层厚度为1μm～20μm，球壳状构型的TiB₂的球壳尺寸为3μm～60μm。

可选地，基于100wt％的所述铝基复合材料，AlN的含量为8.0wt％～30.0wt％，TiB₂的含量为3.0wt％～15.0wt％。

可选地，所述铝基复合材料还包括铜、镁、锰、铁中的至少一种。

根据本发明的另一方面，提供一种铝基复合材料的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：准备原料，所述原料包括含氮材料、硼粉、钛粉和铝粉；将所述原料混合均匀后进行压力成型形成压坯；将所述压坯放入烧结炉中，在真空或氩气气氛下，首先在500℃～600℃、80MPa～160MPa下保温4h～24h，然后在650℃～990℃、140MPa～220MPa下保温1h～24h，以原位生成AlN和TiB₂。

可选地，基于100wt％的原料，含氮材料的含量为3.0wt％～20.0wt％，硼粉的含量为0.9wt％～4.5wt％，钛粉的含量为3.0wt％～20.0wt％，铝粉的含量为58.5wt％～92.0wt％。

可选地，所述原料还包含铜、镁、锰、铁中的至少一种。其中，所述原料还包含活性炭，基于100wt％的原料，活性炭的含量为0.2wt％～1.5wt％。其中，含氮材料的粒度小于等于10μm，硼粉的粒度小于等于20μm，钛粉的粒度小于等于20μm，铝粉的粒度小于等于50μm，活性炭的粒度小于等于3μm。

在根据本发明的铝基复合材料中，AlN呈网状构型，TiB₂呈球壳状构型，TiB₂和AlN的构型可控。

根据本发明，网状构型的AlN与球壳状构型的TiB₂，有效实现了对软质基体的包覆作用，有助于实现材料的高模量。

根据本发明，网状AlN与球壳状构型的TiB₂彼此连接，可完成两次载荷传递，因此双构型两级载荷传递机制有助于实现铝基复合材料的高性能。

根据本发明，AlN与TiB₂均原位自生，这保证了复合材料中AlN与AlN界面、AlN与TiB₂界面以及TiB₂与TiB₂界面的良好结合，有利于充分发挥复合材料中两级载荷传递，有助于实现复合材料优异的功能与结构性能。

另外，本发明的制备方法简洁高效，绿色环保，可操作性强，产品质量稳定，材料利用率高，极具产业化潜力。

附图说明

通过以下结合附图进行的详细描述，本公开的以上和其它方面、特征及其它优点将被更清楚地理解，在附图中：

图1是根据本发明的实施例的铝基复合材料的X射线衍射图谱；

图2是根据本发明的实施例的铝基复合材料的微观组织照片；

图3是图2中的A区域的放大图；

图4是利用电子探针对TiB₂进行成分分析的图；

图5是图2中的B区域的放大图；

图6是图5中的C区域的放大图；

图7是对图5中的微观组织进行面扫描而获得的元素分布图。

具体实施方式

在下文中，将参照附图如下描述本公开的实施例。

然而，本公开可按照许多不同的形式例示并且不应被解释为限于在此阐述的具体实施例。更确切地说，提供这些实施例使得本公开将是彻底的和完整的，并且将要把本公开的范围充分地传达给本领域技术人员。

应理解的是，当在说明书中使用术语“包括”和/或“包含”时，其列举存在所陈述的材料和/或成分，但不排除存在或添加一种或更多种其它材料和/或成分。

图1是根据本发明的实施例的铝基复合材料的X射线衍射图谱，图2是根据本发明的实施例的铝基复合材料的扫描电子显微照片，图3是图2中的A区域的放大图，图4是利用电子探针对TiB₂进行成分分析的图，图5是图2中的B区域的放大图，图6是图5中的C区域的放大图，图7是对图5中的微观组织进行面扫描而获得的元素分布图。

如图1所示，根据本发明的实施例的铝基复合材料可包括Al、AlN和TiB₂。

如图2所示，在根据本发明的实施例的铝基复合材料中，AlN和TiB₂分布在铝基体中。并且，如图2所示，TiB₂呈球壳状构型。图3和图4证实了图2中的球壳状构型包含TiB₂。

根据本发明的实施例，如图1所示，球壳状构型可由多个TiB₂粒子构成，且多个TiB₂粒子之间彼此连接以围成球壳状。TiB₂的球壳状构型内部可以是铝基体。也就是说，TiB₂的球壳状构型可包覆铝基体，形成以硬质TiB2外壳包裹着软质铝基体的类鸡蛋结构。

根据本发明的实施例，球壳状构型可以指由多个TiB₂粒子构成完整的球壳，然而，本发明不限于此，由于工艺条件等，多个TiB₂粒子也可构成不完整的球壳。另外，球壳状可以是类似圆形、椭圆形等任意形状，而不受具体限制。

根据本发明的实施例，球壳状构型的TiB₂的壳层厚度为1μm～20μm，球壳状构型的TiB₂的球壳尺寸为3μm～60μm。作为示例，球壳状构型的TiB₂的壳层厚度可以是10个位置处的平均厚度，球壳状构型的TiB₂的球壳尺寸可以是球壳状构型的长轴尺寸和短轴尺寸的平均值。另外，作为示例，构成球壳状构型的单个TiB₂粒子的尺寸可以是微米级。

根据本发明的实施例，由于工艺条件等因素，多个球壳状构型的形状和尺寸可彼此相同或彼此不同，多个TiB₂粒子的形状和尺寸也可彼此相同或彼此不同。另外，可通过调节原料的粒径实现对壳层厚度和球壳尺寸的调控。

根据本发明的实施例，TiB₂粒子可以是原位生成的，多个TiB₂粒子之间可通过原子键彼此连接，从而可提高球壳状构型的TiB₂粒子的界面稳定性。

另外，由图5、图6和图7可知，图7中的Al与N元素的分布与图5中的黑色链条分布一致，因此可证明图5中的黑色链条以及图6中的连续分布的黑色粒子为AlN。在图5和图6的二维空间中，AlN粒子呈连续或半连续的链条状，而在三维空间中，AlN粒子呈网状构型。根据本发明的实施例，单个AlN粒子可以是纳米级的。

如图5和图6所示，AlN粒子可形成微米级网状构型或纳米级网状构型。如图7所示，微米级网状构型可由多个网胞(如图7中的方框标记区域)构成，每个网胞可形成类似环形。

根据本发明的实施例，网胞的网壳厚度可以为0.05μm～15μm，网胞的网胞尺寸可以为1μm～30μm。作为示例，网壳厚度可以是10个位置处的平均厚度，网胞尺寸可以是网胞的长轴尺寸和短轴尺寸的平均值。另外，可通过调节原料的粒径实现对网壳厚度和网胞尺寸的调控。

根据本发明的实施例，AlN可以是原位生成的，多个AlN粒子之间可形成孪晶界面，因此可保证多个AlN粒子之间的良好结合。

返回参照图2和图3，根据本发明的实施例，AlN可分布在球壳状构型的TiB₂外部。另外，根据本发明的实施例，AlN与TiB₂不是完全独立的，如图3所示，AlN可与球壳状构型的TiB₂的壳连接。由于AlN和TiB₂都可通过原位生成形成，因此可保证AlN与TiB₂界面的良好结合。

AlN是一种综合性能优异的陶瓷材料，其密度仅为3.26g/cm³，弹性模量为310GPa莫氏硬度为7～8，热膨胀系数(3.30×10^–6K^–1))与硅相近，具有良好的导热与极佳的绝缘性能(25J/m·s·k)。目前，多采用熔体氮化法原位制备AlN增强铝基复合材料，即将氮气通入铝熔体中，通过氮气与铝熔体的反应，原位合成AlN。使用熔体氮化法制备AlN增强铝基复合材料时，其生成相纯度高、粒子尺寸小，但也存在一定的限制。比如，要严格控制氮气中的湿度与氧含量，要增加其他元素如Sn来提高熔体的氮化率，最关键的是，采用熔体氮化法，无法有效调控AlN的分布，因此，几乎无法实现AlN的构型设计，这严重影响了AlN的强化效果。

同AlN一样，TiB₂也是综合性能优异的功能与结构材料，密度为4.50g/cm³，其原子排布中异层间Ti、B原子形成的混杂键使其具有高弹性模量，为310GPa。在现有的TiB₂增强铝基复合材料中，TiB₂呈颗粒状，呈颗粒状TiB₂对铝基复合材料的增强效果有限。随着对材料性能的要求越来越高，期望改善TiB₂的形貌以进一步提升铝基复合材料的性能。

Hashin-Shtrikman理论指出，当增强相呈网状分布时，此时硬质增强相包覆软质基体相，该构型设计可达Hashin-Shtrikman理论的上限，在增强相体积分数相同的情况下，获得更高的弹性模量。因此，构型设计既可保证材料的轻量化，又可实现材料的高模量。

在根据本发明的实施例的铝基复合材料中，AlN呈网状构型，因此硬质的AlN可包覆软质的铝基体。根据Hashin-Shtrikman理论，AlN包覆软质铝基体的结构有助于使根据本发明的铝基复合材料实现轻量化和高模量。

根据本发明的实施例，TiB₂呈球壳状构型。球壳状构型的TiB₂也可包覆铝基体。根据Hashin-Shtrikman理论，TiB₂包覆软质铝基体的结构有助于使根据本发明的铝基复合材料实现轻量化和高模量。

也就是说，本发明中涉及的网状构型的AlN与球壳状构型的TiB₂，有效实现了对软质基体的包覆作用，形成硬质相(AlN、TiB₂)包裹软质相(铝基体)的构型设计，可实现Hashin-Shtrikman理论上限的设计，有助于实现材料的高模量。值得注意的是，网状AlN包裹着的铝基体一方面保证材料受力均匀，另一方面有助于实现外加载荷均匀地传递到球壳状TiB₂上，从而保证材料的高性能。

在根据本发明的实施例铝基复合材料中，网状AlN均匀分布在基体中，外加载荷可传递至网状AlN，完成第一次载荷传递，保证铝基体的均匀受力；网状AlN通过其与TiB₂的界面连接，将载荷传递给包裹着软质铝基体的球壳状TiB₂，完成第二次载荷传递。双构型两级载荷传递机制有助于实现铝基复合材料的高性能。

根据本发明的实施例，AlN与TiB₂均原位自生，这保证了复合材料中AlN与AlN界面、AlN与TiB₂界面以及TiB₂与TiB₂界面的良好结合，有利于充分发挥复合材料中两级载荷传递，有助于实现复合材料优异的功能与结构性能。

根据本发明的实施例，优选地，基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量可以为8.0wt％～30.0wt％。当基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量小于8.0wt％时，AlN网状构型的分布较少，对铝基复合材料的性能提升较少。当基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量大于30.0wt％时，会导致铝基体以及TiB₂的量较少，不利于提高铝基复合材料的性能。

根据本发明的实施例，优选地，基于100wt％的铝基复合材料，TiB₂的含量可以为3.0wt％～15.0wt％。当基于100wt％的铝基复合材料，TiB₂的含量小于3.0wt％，TiB₂球壳状构型较少，对铝基复合材料的性能提升较少。当基于100wt％的铝基复合材料，TiB₂的含量大于15.0wt％时，会导致铝基体以及AlN的量较少，不利于提高铝基复合材料的性能。

根据本发明的实施例，通过使AlN和TiB₂的含量配比满足以上范围，有利于充分形成网状构型的AlN和球壳状构型的TiB₂，从而进一步提高网状构型的AlN和球壳状构型的TiB₂对铝基复合材料的性能提升效果。

根据本发明的实施例，铝基复合材料还可包括铜、镁、锰、铁中的至少一种。铜、镁、锰、铁均为强化元素，因此可进一步提高铝基复合材料的性能。

以下，将描述根据本发明的实施例的铝基复合材料的制备方法。为了避免冗余，将省略与以上描述重复的描述。

根据本发明的实施例，铝基复合材料的制备方法可包括以下步骤：准备原料，原料包括含氮材料、硼粉、钛粉、铝粉；将原料混合均匀后进行压力成型形成压坯；将压坯放入烧结炉中，在真空或氩气气氛下，首先在500℃～600℃、80MPa～160MPa下保温4h～24h，然后在650℃～990℃、140MPa～220MPa下保温1h～24h，以原位生成AlN和TiB₂。

通过调节各种原料的含量，可获得以上描述的具有合适比例的AlN和TiB₂。具体地，可按以下比例来准备各种原料：基于100wt％的原料总量，含氮材料的含量可以为3.0wt％～20.0wt％，硼粉的含量可以为0.9wt％～4.5wt％，钛粉的含量可以为3.0wt％～20.0wt％，铝粉的含量可以为58.5wt％～92.0wt％。

另外，通过调节各种原料的粒径，可获得具有以上描述的网壳厚度和网胞尺寸的AlN网状构型以及具有以上描述的壳层厚度和球壳尺寸的TiB₂球壳状构型。具体地，含氮材料的粒度可小于等于10μm，硼粉的粒度可小于等于20μm，钛粉的粒度可小于等于20μm，铝粉的粒度可小于等于50μm。另外，上述材料的粒度的下限不受具体限制。

根据本发明的实施例，所述原料还可包含作为强化元素的铜、镁、锰、铁中的至少一种。

此外，根据本发明的实施例，所述原料还可包含作为活性剂的活性炭。基于100wt％的原料，活性炭的含量为0.2wt％～1.5wt％。可选地，活性炭的粒度可小于等于3μm。

根据本发明的实施例，可将原料混合均匀后进行压力成型形成压坯。

在形成压坯之后，可将压坯放入烧结炉中进行烧结。优选地，可采用两步法合成工艺生成AlN粒子和TiB₂粒子。具有地，在烧结时可采用两步烧结法，以充分形成AlN粒子和TiB₂粒子。

首先，在真空或氩气气氛下，在500℃～600℃、80MPa～160MPa下保温4h～24h，以反应合成AlN。然后在真空或氩气气氛下，在650℃～990℃、140MPa～220MPa下保温1h～24h，以反应合成TiB₂，从而制备出具有网状AlN与球壳状TiB₂复相双构型强化铝基复合材料。

如上所述，目前多采用熔体氮化法原位制备AlN增强铝基复合材料，即将氮气通入铝熔体中，通过氮气与铝熔体的反应，原位合成AlN。使用熔体氮化法制备AlN增强铝基复合材料时，要严格控制氮气中的湿度与氧含量，要增加其他元素如Sn来提高熔体的氮化率，最关键的是，采用熔体氮化法，无法有效调控AlN的分布，因此，几乎无法实现AlN的构型设计，这严重影响了AlN的强化效果。此外，目前对于原位TiB₂增强铝基复合材料的研究中，多采用氟盐法制备TiB₂，氟盐法存在一些局限性。首先，氟盐法制备TiB₂增强铝基复合材料时，其增强相含量仅为10wt％左右，其次，原料中采用了氟钛酸钾等，在制备过程中产生的氟化物气体，易侵蚀炉膛，污染环境。

根据本发明的实施例，通过采用液–固反应技术，根据反应原料与生成产物间的遗传特性，借助两步法合成工艺，首先调控AlN的粒子尺寸、含量、界面结构与分布，制备出网状AlN，其次在中温保温过程中调控TiB₂的粒子尺寸、含量及分布，调控球壳状TiB₂构型，可灵活设计两种粒子的空间构型，构型设计互不干扰，增加了复合材料构型设计的自由度。此外，本发明的制备方法简洁高效，绿色环保，可操作性强，产品质量稳定，材料利用率高，极具产业化潜力。

根据本发明的实施例，采用两步法合成工艺，即在低温下可制备纳米级AlN粒子，在中温保温阶段制备微米级TiB₂粒子。在低温反应中制备的纳米AlN可进一步细化中温阶段生成的TiB₂粒子，同时该原位反应不需烧结助剂，结合热压烧结工艺，可有效降低复合材料中的宏观与微观缺陷浓度，保证材料的致密度，进一步提高铝基复合材料的综合性能。

另外，本发明中AlN与TiB₂均原位自生，这保证了复合材料中AlN与AlN界面、AlN与TiB₂界面以及TiB₂与TiB₂界面的良好结合，提高了铝基复合材料中两级载荷传递效果，有助于实现铝基复合材料优异的功能与结构性能。

以下，将描述根据本发明的实施例的铝基复合材料的制备方法的具体实施例。

实施例1

首先，准备原料。基于100wt％的原料，准备10.0wt％的含氮材料(粒度≤2μm)、2.1wt％的硼粉(粒度≤2μm)、4.9wt％的钛粉(粒度≤5μm)、0.3wt％的活性炭(粒度≤1μm)和余量的铝粉(粒度≤50μm)。

将上述含氮材料、硼粉、钛粉、活性炭和铝粉混合均匀后进行压力成型形成压坯。

将压坯放入烧结炉中，在氩气气氛下，首先在550℃、100MPa条件下保温4h，然后升温至960℃在160MPa下保温12h，制备出原位自生网状AlN与球壳状TiB₂强化铝基复合材料。

基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量为16.4wt％，TiB₂的含量为7wt％。在网状构型AlN中，网壳厚度为20nm～30nm，网胞尺寸为1μm。在球壳状构型的TiB₂中，壳层厚度为2μm，球壳尺寸为5μm。

图2即为根据实施例1制备的铝基复合材料。

实施例2

首先，准备原料。基于100wt％的原料，准备15.0wt％的含氮材料(粒度：5μm)、3.4wt％的硼粉(粒度：10μm)、7.8wt％的钛粉(粒度：10μm)、3.0wt％的铜粉(粒度：1μm)、0.7wt％的活性炭(粒度≤1μm)和余量的铝粉(粒度：20μm)。

将上述含氮材料、硼粉、钛粉、铜粉、活性炭和铝粉混合均匀后进行压力成型形成压坯。

将压坯放入烧结炉中，在真空气氛下，首先在550℃、120MPa条件下保温12h，然后升温至900℃在180MPa下保温6h，制备出原位自生网状AlN与球壳状TiB₂强化铝基复合材料。

基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量为24.6wt％，TiB₂的含量为11.2wt％，Cu的含量为3wt％。在网状构型AlN中，网壳厚度为40nm～50nm，网胞尺寸为10μm。在球壳状构型的TiB₂中，球壳厚度为1μm，球壳尺寸为10μm。

实施例3

首先，准备原料。基于100wt％的原料，准备10.0wt％的含氮材料(粒度：7μm)、3.4wt％的硼粉(粒度：10μm)、7.8wt％的钛粉(粒度：10μm)、3.0wt％的铜粉(粒度：1μm)、3.0wt％的锰粉(粒度：2μm)、0.5wt％的活性炭(粒度≤1μm)和余量的铝粉(粒度：10μm)。

将上述含氮材料、硼粉、钛粉、铜粉、锰粉、活性炭和铝粉混合均匀后进行压力成型形成压坯。

将压坯放入烧结炉中，在氩气气氛下，首先在600℃、140MPa条件下保温8h，然后升温至870℃在200MPa下保温1h，制备出原位自生网状AlN与球壳状TiB₂强化铝基复合材料。

基于100wt％的铝基复合材料，AlN的含量为24.6wt％，TiB₂的含量为11.2wt％，Cu的含量为3wt％，Mn的含量为3wt％。在网状构型AlN中，网壳厚度为40nm～50nm，网胞尺寸为10μm。在球壳状构型的TiB₂中，球壳厚度为1μm，球壳尺寸为10μm。

根据本发明的铝基复合材料可取得不限于以下描述的有益技术效果。

在根据本发明的铝基复合材料中，AlN呈网状构型，TiB₂呈球壳状构型，TiB₂和AlN的构型可控。

根据本发明，网状构型的AlN与球壳状构型的TiB₂，有效实现了对软质基体的包覆作用，形成硬质相(AlN、TiB₂)包裹软质相(铝基体)的构型设计，可实现Hashin-Shtrikman理论上限的设计，有助于实现材料的高模量。

根据本发明，网状AlN与球壳状构型的TiB₂彼此连接，网状AlN均匀分布在基体中，外加载荷可传递至网状AlN，完成第一次载荷传递，保证铝基体的均匀受力。另外，网状AlN通过其与TiB₂的界面连接，将载荷传递给包裹着软质铝基体的球壳状TiB₂，完成第二次载荷传递。双构型两级载荷传递机制有助于实现铝基复合材料的高性能。

根据本发明，AlN与TiB₂均原位自生，这保证了复合材料中AlN与AlN界面、AlN与TiB₂界面以及TiB₂与TiB₂界面的良好结合，有利于充分发挥复合材料中两级载荷传递，有助于实现复合材料优异的功能与结构性能。

另外，本发明的制备方法简洁高效，绿色环保，可操作性强，产品质量稳定，材料利用率高，极具产业化潜力。

虽然已表示和描述了本公开的一些实施例，但本领域技术人员应该理解，在不脱离由权利要求及其等同物限定其范围的本公开的原理和精神的情况下，可以对这些实施例进行修改。

Claims (9)

1.一种铝基复合材料，其特征在于，所述铝基复合材料包括铝基体以及分布在所述铝基体中的AlN和TiB₂，其中，AlN呈网状构型，TiB₂呈球壳状构型，网状构型的AlN包覆所述铝基体，并且球壳状构型的TiB₂包覆所述铝基体。

2.根据权利要求1所述的铝基复合材料，其特征在于，网状构型的AlN与球壳状构型的TiB₂彼此连接。

3.根据权利要求1所述的铝基复合材料，其特征在于，网状构型的AlN分布在球壳状构型的TiB₂外部。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铝基复合材料，其特征在于，网状构型的AlN的网壳厚度为0.05μm～15μm，网状构型的AlN的网胞尺寸为1μm～30μm，

球壳状构型的TiB₂的壳层厚度为1μm～20μm，球壳状构型的TiB₂的球壳尺寸为3μm～60μm。

5.根据权利要求1至3中任一项所述的铝基复合材料，其特征在于，基于100wt％的所述铝基复合材料，AlN的含量为8.0wt％～30.0wt％，TiB₂的含量为3.0wt％～15.0wt％。

6.根据权利要求1至3中任一项所述的铝基复合材料，其特征在于，所述铝基复合材料还包括铜、镁、锰、铁中的至少一种。

7.一种根据权利要求1-6中任一项所述的铝基复合材料的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：

准备原料，所述原料包括含氮材料、硼粉、钛粉和铝粉；

将所述原料混合均匀后进行压力成型形成压坯；

将所述压坯放入烧结炉中，在真空或氩气气氛下，首先在500℃～600℃、80MPa～160MPa下保温4h～24h，然后在650℃～990℃、140MPa～220MPa下保温1h～24h，以原位生成AlN和TiB₂。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，基于100wt％的原料，含氮材料的含量为3.0wt％～20.0wt％，硼粉的含量为0.9wt％～4.5wt％，钛粉的含量为3.0wt％～20.0wt％，铝粉的含量为58.5wt％～92.0wt％。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述原料还包含铜、镁、锰、铁中的至少一种，

其中，所述原料还包含活性炭，基于100wt％的原料，活性炭的含量为0.2wt％～1.5wt％，

其中，含氮材料的粒度小于等于10μm，硼粉的粒度小于等于20μm，钛粉的粒度小于等于20μm，铝粉的粒度小于等于50μm，活性炭的粒度小于等于3μm。

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