CN115073174A - 一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用 - Google Patents
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Abstract
本专利申请公开了一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用，所述高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4；(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4；(Sm1/7Dy1/ 7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4或(Sm1/8Dy1/8Ho1/ 8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4，并控制致密度≥97%。该陶瓷材料具有热膨胀系数高，热学性能更佳；氧离子电导率低，高温抗氧化能力更佳，可抑制TGO的过度生长，防止涂层与基体脱落剥离；激活能高，高温稳定性更好。该陶瓷材料可为航空发动机、燃气轮机、超音速飞行器、军舰、船舰等大国重器领域的热端部件提供热防护、提高工作温度、延长使用寿命。
Description
技术领域
本发明涉及热障涂层技术领域，具体涉及一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用。
背景技术
热障涂层材料(TBCs)是为航空发动机及燃气轮机提供热防护，抗腐蚀、抗冲击、提高燃油利用效率，延长其使用寿命的一种重要材料。TBCs主要由合金基体(Alloysubstrate)、粘结层(bond coat)、热生长氧化物层(Thermal growth oxide,TGO)及陶瓷顶层(Top coating)组成，对于陶瓷顶层的使用性能要求是研究的重要内容，主要是包括与基体合金相匹配的热膨胀系数、高熔点、低热导率、低的氧离子电导率抑制TGO的生长、抗高温氧化腐蚀、高温相稳定性、良好的力学性能等。目前广泛使用的TBCs材料是氧化钇稳定氧化锆(YSZ)，但其仅能稳定工作于1200℃以下的环境中，当工作温度超过1200℃时，YSZ陶瓷材料容易发生相变，热膨胀系数与基体材料的不匹配，导致高温陶瓷材料裂纹的形成；YSZ的高温氧离子电导率约0.03(S·cm-1)(900℃)，高的氧离子电导率会导致TBCs在高温工作时TGO的过度生长，降低与基体的结合强度，最终将导致热障涂层陶瓷材料脱落失效，难以满足高温使用要求，因此亟需寻找可代替YSZ的新型热障涂层材料体系。
稀土铌酸盐(RETaO4)是一种新型潜在热障涂层材料，吴福硕等人的研究中对RENbO4(RE＝Y；La；Nd；Sm；Gd；Dy；Yb)的热力学及铁弹相变进行研究分析，其900℃时的声子热导率在1.80～0.95W·m-1·K-1，低于YSZ的热导率(900℃,～2.5W·m-1·K-1)；热膨胀系数9.8～11.6×10-6k-1，接近YSZ的热膨胀系数(900℃,10～11×10-6k-1)。然而，铌酸盐在800℃左右产生相变，热膨胀系数也有待进一步提高，且目前还未对其进行氧离子电导率测试，为稀土铌酸盐目前研究的不足之处。
发明内容
为了克服现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用，该陶瓷材料具有热膨胀系数高，热学性能更佳；氧离子电导率低，抗高温氧化能力更佳，可抑制TGO的过度生长，防止涂层与基体脱落剥离；激活能高，高温稳定性更好。该陶瓷材料可为航空发动机、燃气轮机、超音速飞行器、军舰、船舰等大国重器领域的热端部件提供热防护、提高工作温度、延长使用寿命。
本发明所采用的技术方案如下：
一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，所述高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4；(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/ 6Lu1/6)NbO4；(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4或(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/ 8Tm1/8)NbO4，并控制致密度≥97％。
相比现有技术，本发明的有益效果在于：
(1)本发明的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料在高温下热膨胀系数(1200℃,10.36～11.58×10–6K-1)高于YSZ的热膨胀系数(900℃,～10×10-6k-1)，与基体的热膨胀系数(镍基13～16×10–6K-1)更接近，减少因热膨胀系数不匹配导致涂层的开裂剥落。
(2)本发明的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料在高温下氧离子电导率(900℃,0.51～5.65(S·cm-1))远小于YSZ氧离子电导率(1000℃,0.03(S·cm-1))，有助于抑制TGO的生长，降低涂层与TGO的剥离机率，较高的激活能使体系更加稳定。
本发明的高熵稀土铌酸盐之所以能有高热膨胀系数和低的氧离子电导率，其一是由于本发明选取的5～8种稀土阳离子的平均电负性大，使得其与氧阴离子的电负性之差小，电负性差小离子键强更弱，弱的离子键强通常对应高的热膨胀系数，故本发明所述5～8主元高熵稀土铌酸盐有高的热膨胀系数；其二是由于5～8种稀土离子半径相近的稀土元素加入促进高熵连续固溶体的形成，增加结构无序和晶格畸变，元素迟滞扩散，发生迁移所需能量越高，从而降低高熵稀土铌酸盐的氧离子电导率；其三是结构致密度，本发明的发明人发现结构越致密，其热膨胀系数相对越高，本发明控制致密度≥97％，能使高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料拥有高的热膨胀系数，以保证陶瓷材料使用性能更佳。
本发明还提供了一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)将相应的稀土氧化物与氧化铌Nb2O5按化学计量比称取相应质量的粉末放入球磨罐，加入酒精密封后置于球磨机中混合，球磨转速为360r/min～560r/min，球磨时间为20～26h，干燥、过筛后进行第一次烧结，烧结温度为1200～1400℃，煅烧时间为100～240min；
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出研磨，再进行第二次球磨，球磨转速为320r/min～420r/min，球磨时间为5h～9h，干燥、过筛后，置于压片模具内压实成块体，压实过程中，压头下压压力为8～12MPa，保压时间为25～65min，进行第二次烧结，烧结温度为1550～1700℃，煅烧时间为360～720min，得到致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
相比现有技术，本发明制备方法的有益效果在于：
(1)上述制备方法经过球磨机第一次高转速(360r/min～560r/min)球磨20～26h后能使其粉体充分混合且细磨，干燥、过筛使粉体粒径大小均匀；第一次烧结采用1200～1400℃，煅烧100～240min能够充分反应；第二次球磨采用中低转速(320r/min～420r/min)球磨5h～9h，干燥、过筛后，在压头下压压力8～12MPa，保压时间为25～65min的环境下压实，第二次烧结采用高温1550～1700℃，煅烧时间360～720min，第二次烧结后可以得到致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
(2)本发明制备的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料为单斜相，XRD图中没有杂峰，表明没有杂相产生。扫描电镜形貌图可见晶粒致密无孔洞，不存在杂质相或者析出相，能谱分析显示元素分布均匀无成分聚集，不存在因元素富集导致的应力集中乃至裂纹断裂的产生，从而保障陶瓷材料具有高热膨胀系数，热学性能更佳。
作为本发明优选的实施方式，步骤(1)中干燥过程的温度为65～85℃，干燥时间为16～24h；过筛过程中的筛网为150～250目筛。
作为本发明优选的实施方式，步骤(2)中干燥过程的温度为65～85℃，干燥时间为16～24h；过筛过程中的筛网为300～500目筛。
本发明还提供了一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料在舰船、核工业、汽车、石油化工、航空发动机、燃气轮机领域的热端部件的应用。
附图说明
图1为实施例1、2、3、4与对比实施例1、2的XRD图谱；
图2为实施例1、2、3、4的EDS元素分布图：(a)5HEN；(b)6HEN；(c)7HENL；(d)8HEN；
图3为实施例1、2、3、4与对比实施例1、2、3、4、5的扫描电镜形貌分布图；
图4为实施例1、2、3、4与YSZ及对比实施例1的热膨胀系数-温度曲线对比图；
图5为实施例1、2、3、4与对比实施例1的氧离子电导率的阿伦尼乌斯图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细说明。
本发明中5HEN、6HEN、7HEN、8HEN分别代表致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4、(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4、
(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4、(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4。
实施例1：
一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4，并控制致密度≥97％。
上述致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:5质量分别为6.9744g、7.4600g、7.6504g、7.5572g、7.8816g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，球磨转速为420r/min，球磨时间为23h，将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1350℃，烧结时间130min；
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，再进行第二次球磨，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速380r/min，球磨时间7h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，干燥时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.5g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力9Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1670℃，烧结时间670min。得到(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
图1中5HEN为本实施例制备得到的(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的XRD谱图，可知5HEN为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰，表明制备得到的5HEN无杂相和多相。
图2(a)为本实施例制备得到的(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4(5HEN)致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的扫描电镜形貌以及元素分布图，图中5HEN晶粒间无明显孔隙，表明致密度高，各元素分布均匀，不存在杂质相以及元素偏析。
图4中5HEN为本实施例制备得到的(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的热膨胀系数-温度曲线图，可知在1200℃时热膨胀系数为10.36×10– 6K-1，与YSZ热膨胀系相接近，更加接近基体合金的热膨胀系数，表明5HEN作为潜在热障涂层材料使用有较好的热学性质。
图5中5HEN为本实施例制备得到的(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的氧离子电导率阿伦尼乌斯图，可知5HEN有较低的氧离子电导率(900℃,5.65×10-6(S·cm-1))，远小于YSZ的电导率(1000℃,0.03(S·cm-1))，在高温工作可抑制TGO的过度生长，增加与基体的结合强度，避免热障涂层陶瓷材料脱落失效。较高的激活(1.34ev)能使体系更加稳定。
实施例2：
一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4，并控制致密度≥97％。
上述致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:6质量分别为5.812g、6.2167g、6.2997g、6.3753g、6.568g、6.6322g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，球磨转速为430r/min，球磨时间为21h，将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度76℃，时间19h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1300℃，烧结时间150min；
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，再进行第二次球磨，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速370r/min，球磨时间8h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度76℃，干燥时间19h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.2g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力10Mpa，保压时间51min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1620℃，烧结时间520min。得到(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
图1中6HEN为本实施例制备得到的(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的XRD谱图，可知6HEN为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰、杂相和多相表明成功制备得到的6HEN致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
图2(b)为本实施例制备得到的(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的扫描电镜形貌以及元素分布图，图中6HEN晶粒间无明显孔隙，表明致密度高，各元素分布均匀，不存在杂质相以及元素偏析。
图4中6HEN为本实施例制备得到的(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的热膨胀系数-温度曲线图，可知在1200℃时热膨胀系数为11.09×10–6K-1，高于YSZ的热膨胀系数，与基体合金的热膨胀系数更加相近，表明6HEN作为潜在热障涂层材料使用有良好的热学性质。
图5中6HEN为本实施例制备得到的(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的氧离子电导率阿伦尼乌斯图，可知6HEN有较低的氧离子电导率(900℃,1.51×10-5(S·cm-1))，远小于YSZ的电导率(1000℃,0.03(S·cm-1))，在高温工作可抑制TGO的过度生长，增加与基体的结合强度，避免热障涂层陶瓷材料脱落失效。较高的激活(1.36ev)能使体系更加稳定。
实施例3：
一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4，并控制致密度≥97％。
上述致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3、Gd2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:1:7质量分别为4.9817g、5.3286g、5.398g、5.4645g、5.6297g、5.6848g、5.1786g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，球磨转速为440r/min，球磨时间为25h，将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度77℃，时间18h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1280℃，烧结时间210min；
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，再进行第二次球磨，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速390r/min，球磨时间6h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度77℃，干燥时间18h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.2g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力11Mpa，保压时间48min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1680℃，烧结时间600min。得到(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
图1中7HEN为本实施例制备得到的(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的XRD谱图，可知7HEN为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰，表明制备得到的7HEN无杂相和多相。
图2(c)为本实施例制备得到的(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4(7HEN)致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的扫描电镜形貌以及元素分布图，图中7HEN晶粒间无明显孔隙，表明致密度高，各元素分布均匀，不存在杂质相以及元素偏析。
图4中7HEN为本实施例制备得到的(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的热膨胀系数-温度曲线图，可知在1200℃时热膨胀系数为11.57×10–6K-1，高于YSZ和实施例1、2的热膨胀系数，与基体合金的热膨胀系数更加相近，表明7HEN作为潜在热障涂层材料使用有良好的热学性质。
图5中7HEN为本实施例制备得到的(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的氧离子电导率阿伦尼乌斯图，可知7HEN有较低的氧离子电导率(900℃,1.57×10-6(S·cm-1))，远小于YSZ的电导率(1000℃,0.03(S·cm-1))，在高温工作可抑制TGO的过度生长，增加与基体的结合强度，避免热障涂层陶瓷材料脱落失效。高的激活(1.56ev)能使体系更加稳定。
实施例4：
一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4，并控制致密度≥97％。
上述致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3、Gd2O3、Tm2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:1:1:8称取质量分别为4.359g、4.6625g、4.7233g、4.7815g、4.926g、4.9742g、4.5313g、4.8234g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，球磨转速为530r/min，球磨时间为20h，将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度82℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1260℃，烧结时间210min；
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，再进行第二次球磨，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速360r/min，球磨时间9h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度82℃，干燥时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力10Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1570℃，烧结时间610min。得到(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
图1中8HEN为本实施例制备得到的(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的XRD谱图，可知8HEN为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰，表明制备得到的8HEN无杂相和多相。
图2(d)为本实施例制备得到的(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4(8HEN)致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的扫描电镜形貌以及元素分布图，图中8HEN晶粒间无明显孔隙，表明致密度高，各元素分布均匀，不存在杂质相以及元素偏析。
图4中8HEN为本实施例制备得到的(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的热膨胀系数-温度曲线图，可知在1200℃时热膨胀系数为11.58×10–6K-1，高于YSZ和实施例1、2、3的热膨胀系数，与基体合金的热膨胀系数更加相近，表明8HEN作为潜在热障涂层材料使用有良好的热学性质。
图5中8HEN为本实施例制备得到的(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的氧离子电导率阿伦尼乌斯图，可知7HEN有较低的氧离子电导率(900℃,3.71×10-6(S·cm-1))，远小于YSZ的电导率(1000℃,0.03(S·cm-1))，在高温工作可抑制TGO的过度生长，增加与基体的结合强度，避免热障涂层陶瓷材料脱落失效。高的激活(1.23ev)能使体系更加稳定。
对比实施例1：
一种稀土铌酸盐YbNbO4(C-1)高温陶瓷的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Yb2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1称取质量为39.4g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，设置球磨机转速420r/min，球磨时间23h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1350℃，烧结时间130min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速380r/min，球磨时间7h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.2g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力9Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1670℃，烧结时间670min。得到YbNbO4铌酸盐高温陶瓷块体。
图1中YbNbO4为本对比实施例制备得到的YbNbO4高温陶瓷的XRD谱图，可知YbNbO4为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰，表明成功制备YbNbO4。
图3中C-1为本对比实施例制备得到的YbNbO4铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，与实施例1中制备得到5HEN的形貌图相比，图中YbNbO4晶粒间存在一些小孔隙，表明用该对比实施例制备得到的铌酸盐YbNbO4致密度相对较低(经测试仅为88.6％，不满足性能要求)。
图4中YbNbO4为本对比实施例制备得到的YbNbO4铌酸盐高温陶瓷的热膨胀系数-温度曲线图，可知在1200℃时热膨胀系数为9.95×10–6K-1，略低于YSZ热膨胀系数，但远小于实施例1中制备得到高熵陶瓷5HEN的热膨胀系数(10.66×10–6K-1)，表明用该对比实施例制备方法得到的铌酸盐YbNbO4热学性质较差。
图5中YbNbO4为本对比实施例制备得到的YbNbO4铌酸盐高温陶瓷的氧离子电导率阿伦尼乌斯图，可知YbNbO4的氧离子电导率(900℃,4.55×10-5(S·cm-1))，远高于实施例1制备得到高熵陶瓷5HEN的电导率(900℃,5.65×10-6(S·cm-1))，表明YbNbO4的抗涂层脱落失效能力更差。且本对比实施例制备得到的YbNbO4激活能(1.18ev)低于5HEN(1.34ev)，能量越低越不稳定，表明本对比实施例制备得到的YbNbO4稳定性较差。
对比实施例2：
一种四主元稀土铌酸盐(Sm1/4Dy1/4Er1/4Yb1/4Lu1/4Gd1/4)NbO4(C-2)高温陶瓷的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Er2O3、Yb2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:4称取质量分别为8.718g、9.352g、9.5630g、9.852g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，设置球磨机转速390r/min，球磨时间26h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度77℃，时间18h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1280℃，烧结时间210min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速390r/min，球磨时间6h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度69℃，时间21h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.2g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力9Mpa，保压时间58min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1580℃，烧结时间630min。得到(Sm1/4Dy1/4Er1/4Yb1/4Lu1/4Gd1/4)NbO4(C-2)高熵铌酸盐高温陶瓷块体。
图1中C-2为本对比施例制备得到的(Sm1/4Dy1/4Er1/4Yb1/4Lu1/4Gd1/4)NbO4(C-2)铌酸盐高温陶瓷块体的XRD谱图，可知4HEN为单斜相，空间群：C12/c1，无杂峰，表明成功制备YbNbO4。
图3中C-2为本对比施例制备得到的(Sm1/4Dy1/4Er1/4Yb1/4Lu1/4Gd1/4)NbO4铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，与实施例1中制备得到5HEN的形貌图相比，图中4HEN晶粒相对较大，致密度相对较低(经测试仅为82.3％，不满足性能要求)，大晶粒不利于其强度韧性的提高，更易产生裂纹，表明用该对比实施例制备方法得到的铌酸盐4HEN力学性能差。
本对比实施例制备得到的(Sm1/4Dy1/4Er1/4Yb1/4Lu1/4Gd1/4)NbO4铌酸盐高温陶瓷在1200℃时热膨胀系数为8.23×10–6K-1，远低于YSZ的热膨胀系数(～10×10–6K-1,1200℃)，表明用该对比实施例制备方法得到的4HEN四主元稀土铌酸盐高温陶瓷热学性质较差。
对比实施例3：
一种高熵铌酸盐高温陶瓷(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4(C-3)的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:5称取质量分别为6.9744g、7.4600g、7.6504g、7.5572g、7.8816g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，设置球磨机转速420r/min，球磨时间23h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1420℃，烧结时间230min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速380r/min，球磨时间7h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，干燥时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.5g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力9Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1750℃，烧结时间580min。得到(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4(C-3)高熵铌酸盐高温陶瓷块体。
图3为本对比实施例制备得到的(Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4(C-3)高熵铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，图中C-3晶粒明显较5HEN大，晶界间可见开裂趋势，致密度低(经测试仅为75.4％，不满足性能要求)，本发明的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料(5HEN、6HEN、7HEN、8HEN)的烧结温度需控制在第一次烧结温度1200～1400℃，第二次烧结温度1550～1700℃。
对比实施例4：
一种高熵铌酸盐高温陶瓷(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4(C-4)的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:6称取质量分别为5.812g、6.2167g、6.2997g、6.3753g、6.568g、6.6322g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，设置球磨机转速430r/min，球磨时间21h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度76℃，时间19h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1300℃，烧结时间150min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速370r/min，球磨时间8h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度76℃，时间19h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.2g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力7Mpa，保压时间30min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1620℃，烧结时间520min。得到(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4(C-4)高熵铌酸盐高温陶瓷块体。
图3中C-4为本对比实施例制备得到的(Sm1/6Dy1/6Ho1/6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4高熵铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，图中C-4晶粒间可见明显孔隙，致密度低(经测试仅为81.8％，不满足性能要求)。本发明的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料(5HEN、6HEN、7HEN、8HEN)压片时的压力控制在8～12MPa，保压时间控制在45～65min能有效提高致密度。
对比实施例5：
一种高熵铌酸盐高温陶瓷(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4(C-5)的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3、Gd2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:1:7称取质量分别为4.9817g、5.3286g、5.398g、5.4645g、5.6297g、5.6848g、5.1786g、26.5813g的粉末放入球磨罐，加入无水乙醇密封后置于行星式球磨机中球磨，设置球磨机转速530r/min，球磨时间20h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度82℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1260℃，烧结时间250min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速360r/min，球磨时间9h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度82℃，时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力10Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1570℃，烧结时间730min。得到(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4(C-5)高熵铌酸盐高温陶瓷块体。
图3中C-5为本对比实施例制备得到的(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4高熵铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，图中C-5因烧结时间过长晶界明显开裂，致密度低(经测试仅为73.6％，不满足性能要求)，实际烧结得到的块体易脆易裂，表明高熵铌酸盐高温陶瓷(5HEN、6HEN、7HEN、8HEN)烧结时间须控制在第一次烧结时间100～240min，第二次烧结时间360～720min。
对比实施例6：
一种高熵铌酸盐高温陶瓷(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4(C-6)的制备方法，具体步骤如下：
(1)将稀土氧化物Sm2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Yb2O3、Lu2O3、Gd2O3、Tm2O3与氧化铌Nb2O5按化学计量比为1:1:1:1:1:1:1:1:8称取质量分别为4.359g、4.6625g、4.7233g、4.7815g、4.926g、4.9742g、4.5313g、4.8234g、26.5813g的粉末放入球磨罐，设置球磨机转速340r/min，球磨时间15h。将球磨结束后的液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，时间17h。烘干后取出粉体用250目筛网过筛后放入高温马弗炉内进行第一次烧结，设置烧结温度1350℃，烧结时间130min。
(2)烧结结束炉膛降至室温后，取出粉体置于球磨罐，加入无水乙醇密封球磨罐后置于行星式球磨机中进行第二次球磨，设置球磨机转速200r/min，球磨时间3h。球磨结束将液体置于烘箱中，设置烘箱温度78℃，干燥时间17h。烘干后取出粉体325目筛网过筛后，称量3.5g粉体装入直径φ15的压片模具中，压片机设置压力9Mpa，保压时间56min在压片机中压制成型。将成型后的块体放入高温马弗炉内进行第二次烧结，设置烧结温度1670℃，烧结时间670min。得到(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4(C-6)高熵铌酸盐高温陶瓷块体。
图3中C-6为本对比实施例制备得到的(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4(C-6)高熵铌酸盐高温陶瓷的扫描电镜形貌图，图中C-6晶界间存在密集的粉粒，致密度相对较低(经测试仅为80.7％，不满足性能要求)是为混分不均引起，导致陶瓷易沿晶断裂。表明致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料(5HEN、6HEN、7HEN、8HEN)的球磨机转速及球磨时间须控制在第一次球磨转速360r/min～560r/min，时间20～26h；第二次球磨转速320r/min～420r/min，球磨时间5h～9h。
表1
表1为实施例1、2、3、4，对比实施例1、2、3、4、5及YSZ的热膨胀系数、电导率、激活能等性能参数，由表可知，实施例1、2、3、4的热膨胀系数高于对比实施例1、2、3、4、5，表明用本发明所述方法制备5～8主元致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的热学性能更佳；实施例1、2、3、4的高温氧离子电导率低于对比实施例1、2、3、4、5，表明用本发明所述方法制备得到5～8主元致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的抗高温氧化能力更佳，可抑制TGO的过度生长，防止涂层与基体脱落剥离；实施例1、2、3、4的激活能高于对比实施例1、2、3、4、5，表明用本发明所述方法制备得到5～8主元致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的高温稳定性更好；实施例1、2、3、4的热膨胀系数高于YSZ，氧离子电导率远低于YSZ，表明用本发明所述方法制备得到5～8主元致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料可作为代替YSZ的新型潜在热障涂层材料。
上述实施方式仅为本发明的优选实施方式，不能以此来限定本发明保护的范围，本领域的技术人员在本发明的基础上所做的任何非实质性的变化及替换均属于本发明所要求保护的范围。
Claims (5)
1. 一种致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料，其特征在于：所述高熵铌酸盐高温陶瓷材料为稀土铌酸盐氧化物体系RENbO4，具体是 (Sm1/5Dy1/5Ho1/5Er1/5Yb1/5)NbO4；(Sm1/6Dy1/6Ho1/ 6Er1/6Yb1/6Lu1/6)NbO4；(Sm1/7Dy1/7Ho1/7Er1/7Yb1/7Lu1/7Gd1/7)NbO4或(Sm1/8Dy1/8Ho1/8Er1/8Yb1/ 8Lu1/8Gd1/8Tm1/8)NbO4，并控制致密度≥97%。
2.根据权利要求1所述的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
（1）将相应的稀土氧化物与氧化铌Nb2O5按化学计量比称取相应质量的粉末放入球磨罐，加入酒精密封后置于球磨机中混合，球磨转速为360r/min～560r/min，球磨时间为20～26h，干燥、过筛后进行第一次烧结，烧结温度为1200～1400℃，煅烧时间为100～240min；
（2）烧结结束炉膛降至室温后，取出研磨，再进行第二次球磨，球磨转速为320r/min～420r/min，球磨时间为5h～9h，干燥、过筛后，置于压片模具内压实成块体，压实过程中，压头下压压力为8～12MPa，保压时间为25～65min，进行第二次烧结，烧结温度为1550～1700℃，煅烧时间为360～720min，得到致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料。
3.根据权利要求2所述的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤（1）中干燥过程的温度为65～85℃，干燥时间为16～24h；过筛过程中的筛网为150～250目筛。
4.根据权利要求2所述的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤（2）中干燥过程的温度为65～85℃，干燥时间为16～24h；过筛过程中的筛网为300～500目筛。
5.根据权利要求1所述的致密高熵稀土铌酸盐高温陶瓷材料在航空发动机、燃气轮机、超音速飞行器、军舰、船舰等大国重器领域的热端部件的应用。
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Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115872741A (zh) * | 2023-01-08 | 2023-03-31 | 中国科学院新疆理化技术研究所 | 适用于高温宽温区测温的高稳定性热敏电阻材料及其制备方法 |
| US11673839B1 (en) * | 2022-04-08 | 2023-06-13 | Guilin University Of Technology | Ten-membered fergusonite structure high-entropy oxide ceramic and preparation method thereof |
| CN117263688A (zh) * | 2023-10-12 | 2023-12-22 | 昆明理工大学 | 一种具有迟滞扩散效应的无相变高熵稀土钽铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109627000A (zh) * | 2018-12-29 | 2019-04-16 | 昆明理工大学 | 稀土钽/铌酸盐（RETa/NbO4）陶瓷粉体及其制备方法 |
| WO2020133575A1 (zh) * | 2018-12-29 | 2020-07-02 | 昆明理工大学 | 氧化锆/氧化钛/氧化铈掺杂稀土钽/铌酸盐RETa/NbO 4陶瓷粉体及其制备方法 |
| CN113526954A (zh) * | 2021-08-12 | 2021-10-22 | 昆明理工大学 | 一种高熵同时稳定a位和b位阳离子的稀土锆酸盐陶瓷及其制备方法 |
| US20210347699A1 (en) * | 2018-10-09 | 2021-11-11 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | High-entropy oxides for thermal barrier coating (tbc) top coats |
-
2022
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Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20210347699A1 (en) * | 2018-10-09 | 2021-11-11 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | High-entropy oxides for thermal barrier coating (tbc) top coats |
| CN109627000A (zh) * | 2018-12-29 | 2019-04-16 | 昆明理工大学 | 稀土钽/铌酸盐（RETa/NbO4）陶瓷粉体及其制备方法 |
| WO2020133575A1 (zh) * | 2018-12-29 | 2020-07-02 | 昆明理工大学 | 氧化锆/氧化钛/氧化铈掺杂稀土钽/铌酸盐RETa/NbO 4陶瓷粉体及其制备方法 |
| CN113526954A (zh) * | 2021-08-12 | 2021-10-22 | 昆明理工大学 | 一种高熵同时稳定a位和b位阳离子的稀土锆酸盐陶瓷及其制备方法 |
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| JIATONG ZHU等: "Enhanced mechanical and thermal properties of ferroelastic high-entropy rare-earth-niobates", 《SCRIPTA MATERIALIA》 * |
| JIATONG ZHU等: "Ultra-low thermal conductivity and enhanced mechanical properties of high-entropy rare earth niobates (RE3NbO7, RE = Dy, Y, Ho, Er, Yb)", 《JOURNAL OF THE EUROPEAN CERAMIC SOCIETY》 * |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11673839B1 (en) * | 2022-04-08 | 2023-06-13 | Guilin University Of Technology | Ten-membered fergusonite structure high-entropy oxide ceramic and preparation method thereof |
| CN115872741A (zh) * | 2023-01-08 | 2023-03-31 | 中国科学院新疆理化技术研究所 | 适用于高温宽温区测温的高稳定性热敏电阻材料及其制备方法 |
| CN117263688A (zh) * | 2023-10-12 | 2023-12-22 | 昆明理工大学 | 一种具有迟滞扩散效应的无相变高熵稀土钽铌酸盐高温陶瓷材料、制备方法及应用 |
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