CN114874019A - 一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制备方法 - Google Patents

一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制备方法，包括：S10将氮化铝粉末、立方氮化硼粉末和六方氮化硼粉末混合形成浆料；S20将所述浆料干燥形成复合粉末；S30将所述复合粉末进行热压烧结形成氮化铝/氮化硼陶瓷。本发明以氮化铝、立方氮化硼和六方氮化硼为原料，利用高温烧结过程中，立方氮化硼将相变为洋葱结构的六方氮化硼，避免引入第二相杂质，同时伴随明显的体积膨胀效应，使氮化铝/氮化硼复合陶瓷的致密度和力学性能得到有效提高，各向异性显著减少，氮化铝/氮化硼复合陶瓷拥有优异的力学性能，可解决现有的氮化铝/氮化硼复合陶瓷致密度较低、强度不高和各向异性明显等问题。

Description

一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制 备方法
技术领域
本发明涉及高导热功能陶瓷材料技术领域，一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制备方法。
背景技术
氮化铝陶瓷由于其优异的性能在集成电路、半导体微波器件和蒸发舟等高技术领域有着广泛应用前景。由于氮化铝的脆性高，常规形状的氮化铝制品一般通过数控加工(CNC)获得，一些特殊形状的氮化铝产品则需要复杂成形模具并结合注射成形技术等复杂的成形技术才能获得，这无疑是大大增加了氮化铝陶瓷的生产成本。因此，减少氮化铝陶瓷成形成本与加工成本是降低其生产成本价格的重要环节。
目前，通过向氮化铝基体中引入适量的氮化硼形成AlN/BN复合陶瓷可显著改善陶瓷制品可加工性能。通常采用热压烧结技术可批量制备出AlN/BN复合陶瓷块体，再根据客户需求采用车铣刨磨等传统机械加工方法，可直接加工出特定形态的AlN/BN复合陶瓷制品，这可大大降低陶瓷制品的加工成本，产生很好的经济效益。目前，AlN/BN复合陶瓷中的氮化硼通常来源为层状结构的六方氮化硼(h-BN)，h-BN独特性能对改善加工性能起到决定性作用，但h-BN的片层结构会容易堆砌形成孔隙，使得烧结过程中难以实现致密化，AlN/BN复合陶瓷存在较多的孔隙缺陷，致密度不高，导致其力学性能和热导率仍偏低。
为解决上述问题，一般采用先进的烧结技术和添加烧结助剂等方式进行改善，SPS烧结是新近发展起来的一种致密化技术，能够在很短的时间内实现烧结体的高度致密化，但该方法无法实现批量生产。向AlN/BN复合陶瓷中引入氧化钇(Y2O3)作为烧结助剂，可有效提高AlN/BN复合陶瓷的致密度和热导率，但增加了第二相Y2O3杂质，无法达到对纯度要求高的领域的应用要求。另外，AlN/BN复合陶瓷通常采用热压烧结技术进行制备，由于氮化硼为层状结构，施加压力过程中使层状氮化硼垂直于压力方向排列，造成AlN/BN复合陶瓷不同方向的性能有差异(即各向异性)。因此，寻求一种高致密AlN/BN复合陶瓷的制备方法，减小各向异性和保持高纯度，将有利于进一步拓展AlN/BN复合陶瓷的应用领域。
发明内容
本发明的目的是为了克服现有的氮化铝/氮化硼复合陶瓷存在的性能各向异性问题，提供一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，采用立方氮化硼(c-BN)作为相变增强相，利用c-BN在高温烧结过程中将相变为h-BN的特性和同时伴随明显的体积增加效应的技术思路，制备出高性能AlN/BN复合陶瓷。
发明人认为，现有的AlN/BN复合陶瓷中，六方氮化硼片层结构在烧结过程中会相互堆砌而形成孔隙，阻碍烧结致密化，导致AlN/BN复合陶瓷的致密度、力学性能和热导率等较低。同时，在常规热压烧结方法中，采用一步烧结，形成的六方氮化硼的片层结构会导致AlN/BN复合陶瓷力学性能和热导性能出现各向异性，不利于整体性能的发挥。而且，由于六方氮化硼存在的烧结惰性，单纯采用六方氮化硼作为原料，使得现有制备方法的烧结温度高，导致AlN/BN复合陶瓷的晶粒较粗大，力学性能较低。
针对上述问题，本发明本发明提供一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷及其制备方法，采用立方氮化硼(c-BN)作为相变增强相，利用立方氮化硼高温下的转变为六方氮化硼，同时伴随体积膨胀效应，产生明显的强化效果。
在高温烧结过程中，立方氮化硼相变为六方氮化硼，无其它物质产生，避免第二相杂质的影响，同时伴随体积显著增加，有效填充h-BN片层与氮化铝之间的空隙，使致密度和力学性能得到明显提升。
由于立方氮化硼转变的六方氮化硼为洋葱结构，与立方氮化硼原料的层状结构相比，洋葱结构的六方氮化硼不具有各向异性问题，使得AlN/BN复合陶瓷的力学性能和热导性的各向异性明显减小。
具体方案如下：
一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，包括：S10将氮化铝粉末、立方氮化硼粉末和六方氮化硼粉末混合形成浆料；S20将所述浆料干燥形成复合粉末；S30将所述复合粉末进行热压烧结形成氮化铝/氮化硼陶瓷，在热压烧结过程中立方氮化硼转化为性能各向同性的洋葱结构的六方氮化硼。
进一步的，S10中所述氮化铝粉末为微米级粉末，粒度为0.5μm～2μm，优选0.8μm～1.2μm；所述立方氮化硼粉末为纳米级粉末，粒度为300nm～800nm，优选400nm～600nm；所述六方氮化硼粉末为微米级粉末，粒度为1μm～10μm，优选3μm～6μm。
进一步的，S10中所述立方氮化硼粉末的添加量为(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末+氮化铝粉末)总质量的5％～20％，而且(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末)的质量之和为(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末+氮化铝粉末)总质量的20％～30％。
进一步的，S10中将氮化铝粉末、立方氮化硼粉末、六方氮化硼粉末和溶剂混合进行球磨，磨球和溶剂的使用量分别为粉末原料总质量的5～8倍和1～3倍，球磨时间为6～12小时；优选地，所述溶剂为酒精。
进一步的，S20中所述干燥的温度为60℃～90℃，时间为6～18小时。
进一步的，S30中所述热压烧结为两步烧结法，第一步为1450℃～1600℃，保温时间≥2小时，第二步为1850℃～1950℃，保温时间≥5小时。
进一步的，S30中所述热压烧结的压力为20MPa～30MPa，压力在开始升温时10分钟内加至目标压力，保温结束并温度降至1200℃及以下时卸掉压力；升温、保温和降温过程中均在氮气气氛下进行。
进一步的，S30中所述热压烧结的时间根据复合陶瓷的厚度变化，当复合陶瓷厚度≤50mm时，第一步和第二步的保温时间分别控制在2～3小时和5～6小时，作为基础时间；当复合陶瓷厚度≥50mm时，以50mm为基础厚度，每当超过基础厚度10mm，第一步和第二步的保温时间则在所述基础时间上分别增加15-25分钟和0.5-1.5小时，当厚度增加量不足10mm时，按10mm计，即第一步和第二步的保温时间在基础时间上增加的幅度分别为15-25分钟/10mm和0.5-1.5小时/10mm。
本发明还保护所述立方氮化硼相变增强的氮化铝其特征在于：所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷中氮化硼含量为总质量的20～30％，致密度大于98％。
进一步的，定义所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷制备时热压烧结采用的热压方向为第一方向，与所述第一方向垂直的方向为第二方向，则所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷在第一方向的抗弯强度和热导率分别为350MPa～380MPa和38W/(m·K)～45W/(m·K)，在第二方向的抗弯强度和热导率分别为130MPa～220MPa和60W/(m·K)～90W/(m·K)，第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.4～0.65，热导率差异值为0.45～0.8。
有益效果：
本发明通过采用2种不同的氮化硼作为原料，与氮化铝混合后烧结，在高温烧结过程中，其中的立方氮化硼相变为六方氮化硼，形成性能各向同性的的的六方氮化硼，这种六方氮化硼为洋葱结构，既不同于原料中的六方氮化硼，也不同于原料中的六方氮化硼在热烧结中形成的层状物，由于结构改变，其不仅可以产生体积膨胀效应，使得复合材料的性能得到强化，有效填充h-BN片层与氮化铝之间的空隙，使致密度和力学性能得到明显提升。
而且，复合陶瓷中洋葱结构的六方氮化硼，与层状结构立方氮化硼相比，洋葱结构的六方氮化硼不具有各向异性问题，使得复合陶瓷的力学性能和热导性的各向异性明显减小，表现在第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.4～0.65，热导率差异值为0.45～0.8，从而更好地发挥高导热功能效果。
附图说明
为了更清楚地说明本发明的技术方案，下面将对附图作简单的介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅涉及本发明的一些实施例，而非对本发明的限制。
图1为氮化硼/氮化铝复合陶瓷第一方向和第二方向示意图；
图2是本发明实施例1制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片；
图3是本发明实施例1制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的TEM图片；
图4是本发明对比例1制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片；
图5是本发明对比例2制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片。
具体实施方式
下面将更详细地描述本发明的优选实施方式。虽然以下描述了本发明的优选实施方式，然而应该理解，可以以各种形式实现本发明而不应被这里阐述的实施方式所限制。实施例中未注明具体技术或条件者，按照本领域内的文献所描述的技术或条件或者按照产品说明书进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规产品。在下面的实施例中，如未明确说明，“％”均指重量百分比。
以下使用的主要试剂包括：
氮化铝粉末为微米级粉末，粒度为0.8μm～1.2μm；立方氮化硼粉末为纳米级粉末，粒度为400nm～500nm；六方氮化硼粉末为微米级粉末，粒度为3μm～6μm。
以下实施例1-3和对比例1-2的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的厚度均小于50mm。
实施例4-5的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的厚度分别为60mm和70mm。
实施例1
称取将150克氮化铝粉末、40克六方氮化硼粉末和10克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，球磨5h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行80℃干燥10小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1500℃保温2小时，第二步在1850℃保温5小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷。
本实施例制备的立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的相对密度为98.3％，即致密度大于98％。第一方向的抗弯强度和热导率分别为350MPa和39W/(m·K)，第二方向的抗弯强度和热导率分别为142MPa和83W/(m·K)。第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.40，热导率差异值为0.47。
图1为氮化硼/氮化铝复合陶瓷第一方向和第二方向示意图。如图所示，第一方向垂直于热压方向，第二方向平行于热压方向。图2为本实施例制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片，图3为本实施例制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的TEM图片。从图2可知，氮化铝晶粒周边均匀分布粗大层状氮化硼和细小颗粒状的氮化硼，其中粗大层状氮化硼来源于六方氮化硼原料。同时，结合图3可知，细小颗粒状的为洋葱结构氮化硼，其来源于立方氮化硼原料相变为的洋葱结构的氮化硼。
需说明的是，本发明中致密度是指相对密度，即氮化铝/氮化硼复合陶瓷的实际密度与理论密度(2.90g/cm3)为100％进行比较获得，抗弯强度采用三点抗弯法(GBT_6569-2006)进行测试，热导率采用激光法进行测试。
本发明中抗弯强度差异值是指抗弯强度在第二方向与第一方向的比值；热导率差异值是指热导率在第一方向与第二方向的比值；差异值越接近1表示性能各向异性越小，差异值为1时表示性能各向同性。
实施例2
称取将150克氮化铝粉末、30克六方氮化硼粉末和20克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，球磨5h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行90℃干燥8小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1550℃保温2小时，第二步在1850℃保温6小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷。
本实施例制备的立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的相对密度为98.6％，第一方向的抗弯强度和热导率分别为368MPa和41W/(m·K)，第二方向的抗弯强度和热导率分别为162MPa和76W/(m·K)。第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.45，热导率差异值为0.55。
实施例3
称取将150克氮化铝粉末、20克六方氮化硼粉末和30克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，球磨5h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行90℃干燥8小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1600℃保温2小时，第二步在1900℃保温5小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷。
本实施例制备的立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的相对密度为99.1％，第一方向的抗弯强度和热导率分别为373MPa和40W/(m·K)，第二方向的抗弯强度和热导率分别为196MPa和63W/(m·K)。第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.53，热导率差异值为0.64。
实施例4
称取将160克氮化铝粉末、15克六方氮化硼粉末和25克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，磨球和酒精的使用量分别为粉末原料总质量的5倍和1倍，球磨6h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行60℃干燥18小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1500℃保温2小时20分钟，第二步在1950℃保温6小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷，致密度大于98％。
上述过程中，如果第一步采用的保温时间为2小时，第二步采用的保温时间为5小时，由于立方氮化硼相变为洋葱结构的六方氮化硼不充分，从而复合陶瓷的致密度小于98％。
实施例5
称取将140克氮化铝粉末、30克六方氮化硼粉末和30克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，磨球和酒精的使用量分别为粉末原料总质量的8倍和3倍，球磨12h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行90℃干燥6小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1450℃保温2小时30分钟，第二步在1850℃保温7小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷，致密度大于98％。
上述过程中，如果第一步采用的保温时间为2小时，第二步采用的保温时间为5小时，由于立方氮化硼相变为洋葱结构的六方氮化硼不充分，从而复合陶瓷的致密度小于98％。
对比例1
称取将150克氮化铝粉末和50克六方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，球磨5h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行80℃干燥10小时，获得立方/六方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，在1850℃保温5小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得氮化铝/氮化硼复合陶瓷。
本对比例制备的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的相对密度为96.5％，第一方向的抗弯强度和热导率分别为313MPa和41W/(m·K)，第二方向的抗弯强度和热导率分别为101MPa和91W/(m·K)。第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.32，热导率差异值为0.45。
该对比例不添加立方氮化硼，从性能可知，相对密度明显降低，第一方向和第二方向的性能差异较大。图4为对比例1制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片，未发现洋葱结构的六方氮化硼。
对比例2
称取将150克氮化铝粉末50克立方氮化硼粉末一起放入尼龙球磨罐中，加入氧化铝磨球和酒精后密封，球磨5h，球磨结束后形成的混合粉末浆料，将置于干燥箱中进行90℃干燥8小时，获得立方氮化硼-氮化铝混合粉末。随后将混合粉末进行热压烧结处理，分别在第一步在1550℃保温2小时，第二步在1850℃保温6小时，保温结束后随炉降温；在开始升温的10分钟内，将压力加至25MPa，保温结束并使温度降至1200℃时卸掉压力，上述烧结过程全程压力在氮气气氛下进行。烧结结束后获得氮化铝/氮化硼复合陶瓷。
本对比例制备的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的相对密度为96.1％，第一方向的抗弯强度和热导率分别为314MPa和36W/(m·K)，第二方向的抗弯强度和热导率分别为240MPa和36W/(m·K)。第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.76，热导率差异值为1。
该对比例的氮化硼原料全部为立方氮化硼，从性能可知，相对致密度较低，说明立方氮硼全部作为氮化硼原料无法实现高致密。由于立方氮化硼相变后形成细小颗粒状的洋葱结构氮化硼，使得抗弯强度较高，第一方向和第二方向的性能差异也进一步缩小，热导率已呈各向同性，但热导率大幅降低，无法满足高热导材料的应用要求。图5为对比例2制备的氮化硼/氮化铝复合陶瓷的SEM微观图片，未发现片层结构的六方氮化硼。
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。
另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合。为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。
此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。

Claims (10)

1.一种立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：包括：S10将氮化铝粉末、立方氮化硼粉末和六方氮化硼粉末混合形成浆料；S20将所述浆料干燥形成复合粉末；S30将所述复合粉末进行热压烧结形成氮化铝/氮化硼陶瓷，在热压烧结过程中立方氮化硼转化为性能各向同性的洋葱结构的六方氮化硼。
2.根据权利要求1所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S10中所述氮化铝粉末为微米级粉末，粒度为0.5μm～2μm，优选0.8μm～1.2μm；所述立方氮化硼粉末为纳米级粉末，粒度为300nm～800nm，优选400nm～600nm；所述六方氮化硼粉末为微米级粉末，粒度为1μm～10μm，优选3μm～6μm。
3.根据权利要求1或2所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S10中所述立方氮化硼粉末的添加量为(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末+氮化铝粉末)总质量的5％～20％，而且(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末)的质量之和为(立方氮化硼粉末+六方氮化硼粉末+氮化铝粉末)总质量的20％～30％。
4.根据权利要求3所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S10中将氮化铝粉末、立方氮化硼粉末、六方氮化硼粉末和溶剂混合进行球磨，磨球和溶剂的使用量分别为粉末原料总质量的5～8倍和1～3倍，球磨时间为6～12小时；优选地，所述溶剂为酒精。
5.根据权利要求4所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S20中所述干燥的温度为60℃～90℃，时间为6～18小时。
6.根据权利要求1所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S30中所述热压烧结为两步烧结法，第一步为1450℃～1600℃，保温时间≥2小时，第二步为1850℃～1950℃，保温时间≥5小时。
7.根据权利要求6所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S30中所述热压烧结的压力为20MPa～30MPa，压力在开始升温时10分钟内加至目标压力，保温结束并温度降至1200℃及以下时卸掉压力；升温、保温和降温过程中均在氮气气氛下进行。
8.根据权利要求6所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：S30中所述热压烧结的时间根据复合陶瓷的厚度变化，当复合陶瓷厚度≤50mm时，第一步和第二步的保温时间分别控制在2～3小时和5～6小时，作为基础时间；当复合陶瓷厚度≥50mm时，以50mm为基础厚度，每当超过基础厚度10mm，第一步和第二步的保温时间则在所述基础时间上分别增加15-25分钟和0.5-1.5小时，当厚度增加量不足10mm时，按10mm计，即第一步和第二步的保温时间在基础时间上增加的幅度分别为15-25分钟/10mm和0.5-1.5小时/10mm。
9.权利要求1-8任一项所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法制备得到的氮化铝/氮化硼复合陶瓷，其特征在于：所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷中氮化硼含量为总质量的20～30％，致密度大于98％。
10.根据权利要求9所述立方氮化硼相变增强的氮化铝/氮化硼复合陶瓷的制备方法，其特征在于：定义所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷制备时热压烧结采用的热压方向为第一方向，与所述第一方向垂直的方向为第二方向，则所述氮化铝/氮化硼复合陶瓷在第一方向的抗弯强度和热导率分别为350MPa～380MPa和38W/(m·K)～45W/(m·K)，在第二方向的抗弯强度和热导率分别为130MPa～220MPa和60W/(m·K)～90W/(m·K)，第一方向与第二方向的抗弯强度差异值为0.4～0.65，热导率差异值为0.45～0.8。
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