CN115745614B - 一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料及其制备方法，将聚碳硅烷粉末、铂金催化剂溶于有机溶剂中，将硅烷偶联剂加入氧化石墨烯分散液中混合恒温反应，干燥得到聚合物先驱体PVG；将聚合物先驱体PVG高温演变得到黑金色的陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末；将PVG、高温焊接剂纳米金属粉末和陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末球磨混合得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物，然后烘干并研磨，倒入模具中压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯；将素坯放入管式炉内进行高温微观焊接，炉内维持惰性气氛，随炉冷却得到焊接后的SiC(M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料。

Description

一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及陶瓷材料制备领域，尤其涉及一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料及其制备方法。

背景技术

碳化硅(SiC)陶瓷具有优异的高硬度、低密度、耐高温、抗氧化和抗热震等特性，广泛用于高温结构件、耐腐蚀材料、耐磨材料和高精密构件，涉及高温电子元件、机械轴承、化工冶金等领域，尤其在航空航天、国防军工等超高温领域中可作为高超音速飞行器耐高温结构部件。

但SiC陶瓷断裂韧性低和烧结条件要求苛刻限制了其应用和发展。传统SiC陶瓷可通过常压烧结、热压烧结、反应烧结与静电等离子烧结等方法制备得到，这些方法需引入烧结成型助剂，难免存在相分离与界面不相容问题，影响力学性能，并且烧结温度高，设备要求严格，生产成本高。目前，SiC陶瓷通常采用掺杂增强相(短纤维、晶须)、添加第二相增韧复合和制备纳米颗粒增强陶瓷等方法提高SiC断裂韧性。中国专利CN 114538943 A公开了一种激光选区烧结双相增韧SiC陶瓷，采用化学气相沉积方法和激光选区烧结技术将MAX相陶瓷粉末、短切碳纤维与SiC陶瓷粉末混合得到双相增韧SiC陶瓷材料，断裂韧性可达3.31MPa·m^1/2，但此方法采用液硅渗透，引入烧结助剂影响增强相性能，增韧效果有限，制备工艺复杂，不利于工业化生产和复杂形状构件(异形)应用。中国专利ZL 202111526844.6公开了一种高密度无压烧结SiC陶瓷的制备方法，通过粉料处理，制备纳米二氧化钛、碳化硼、氧化锌掺杂SiC的混合粉，改性，压制，真空脱脂，烧结步骤获得断裂韧性为3.1～5.1MPa·m^1/2的SiC复合增韧陶瓷，虽然该方法制得的SiC陶瓷强度高但密度大，不适合应用于高超音速飞行器耐高温结构部件。中国专利CN 112062574 A公开了一种高性能纳米的SiC陶瓷及其制备方法和应用，将聚碳硅烷前驱体和烧结助剂Al₂O₃CeO₂球磨混合后裂解再球磨造粒，装入石墨模具中，施加压力1～20MPa成型后1200～1450℃烧结制得断裂韧性为6～12MPa·m^1/2的纳米SiC复合陶瓷，但陶瓷收缩率高、耐磨性差。因此，在保证低密度的同时提高SiC陶瓷的断裂韧性、抗氧化性和可异形化，仍然是一项具有挑战性的工作。

先驱体转化法是一种制备SiC陶瓷的特色工艺，即将有机硅聚合物裂解转化为陶瓷，具有无需烧结助剂、分子结构可设计、低烧结温度以及加工性能良好等优点。但传统的先驱体法裂解时产生大量热应力和小分子气体(H₂，SiO，CO和CH₄)等造成缺陷多，体积收缩严重，断裂韧性差，不适合制备块体陶瓷，不利于其在高超音速飞行器耐高温结构部件材料中的应用。中国专利ZL 201910826944.7中公开了一种共混再裂解方法，采用氧化石墨烯-乙烯基三乙氧基硅烷-聚碳硅烷先驱体，制备得到的SiC单片陶瓷具有高陶瓷产率和低收缩率，但陶瓷耐高温性、断裂韧性、异形化等性能有待提高。

金属材料具有高韧性的优势，但其在密度和耐超高温性能方面远远弱于陶瓷材料。熔融金属元素如镍、钴、钒、铬、锆等具有密度适中、高熔化温度、低蒸气压、良好延展性等优点，被认为是活性金属钎焊中陶瓷与金属扩散结合的理想中间层，尤其是与SiC化学相容性、润湿性好，可用于其高温微观焊接，制得的复合结构材料有望获得性能上的协同效应。中国专利CN 106756903 A公开了一种镀镍SiC颗粒及其制备方法，通过活化、洗涤、过滤、烘干、化学镀镍步骤，提高SiC与金属镍的均匀融合程度，避免出现复合材料的偏析与龟裂问题，但该方法用到大量有机无机盐，生产成本高，且局限于陶瓷颗粒，难以运用于块体陶瓷。中国专利CN 109763051 A公开了一种SiC、镍、碳化钛混合材料的生产工艺，将SiC、镍、碳化硅-碳化钛固溶体(2000～2500℃高温加热)混合得到，具有硬度高、耐磨等优点。中国专利CN 105779842 A公开了一种耐磨耐高温陶瓷模具材料，由硅酸铝镁、纳米二氧化铈、纳米二氧化锆、氧化铝、氧化钇、碳化硅、铬、镍、铁、铜、硫、硼砂、碳纤维、三丁基三氯化锡、甲基丙烯酸丁酯和乙二胺制备成浆料后成型烘干1700～1900℃高温制备而成。这些方法用金属焊接增韧SiC陶瓷所用温度高、能耗大、工艺复杂，且与无机SiC粉末陶瓷直接物理共混存在相分离影响力学性能，与此同时金属相的残留会影响陶瓷的高温力学性能。

发明内容

本发明的目的在于针对现有技术存在的上述不足，提供一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料，即聚合物先驱体聚碳硅烷-氧化石墨烯(PVG)粘结剂与纳米金属焊接剂相互作用，通过高温原位反应实现微观焊接后，最终得到增韧碳化硅陶瓷。

本发明的另一目的在于提供适用于工业生产的简单经济的上述纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法。

为达到上述目的，本发明采用如下技术方案：

所述纳米金属增韧SiC陶瓷材料是以聚合物先驱体PVG为粘结剂，以熔融金属纳米粉末为高温焊接剂，以先驱体PVG演变得到的SiC(rGO)_filler粉末为陶瓷基体原料，将上述配方经过球磨共混、模压成型、高温原位反应微观焊接后得到。

SiC(rGO)_filler为聚合物先驱体PVG高温演变得到，二者物相相似，相容性良好。熔融金属(镍、钴、钒、铬、锆)等与SiC具有良好的润湿性，能够在界面发生互扩散反应，在SiC晶界处渗透溶解，原位形成硅化物相(Ni₂Si、CoSi₂、VSi₂、CrSi₂、ZrSi₂)界面增强相，同时析出石墨相起滑移作用，进而增韧SiC陶瓷。SiC(rGO)_filler表面具有丰富的硅悬挂键，充分球磨后与环境中的氧结合，原位形成纳米SiO₂，在高温焊接时，纳米SiO₂与析出的碳相发生碳热反应生成SiC，促进纳米熔融金属高温焊接剂的渗透焊接作用，起到催化焊接的关键作用，避免纯金属相过分残留，影响SiC陶瓷高温力学性能。纳米熔融金属高温焊接剂与球磨工艺巧妙结合的高温微观焊接技术可轻松促进硅化物相(Ni₂Si、CoSi₂、VSi₂、CrSi₂、ZrSi₂)纳米化、β-SiC细晶化、硅化物相与SiC(rGO)一体化，无需通过电沉积等复杂工艺将熔融金属(镍、钴、钒、铬、锆)等与SiC陶瓷复合，同时无需通过热压烧结、静电等离子烧结等牺牲样品形貌多样性的复杂陶瓷烧结技术，便可实现SiC陶瓷焊接增韧，提高力学性能，同步实现增强增韧与异形应用。

所述纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，包括以下步骤：

1)将聚碳硅烷粉末、铂金催化剂溶于有机溶剂中，将硅烷偶联剂加入氧化石墨烯分散液中，随后混合恒温反应，旋蒸干燥得到聚合物先驱体PVG粉末。

2)将步骤1)得到的PVG粉末高温演变得到黑金色的陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末。

3)将聚合物先驱体PVG粉末、高温焊接剂纳米金属粉末和SiC聚合物先驱体陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末球磨混合得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物。

4)将步骤3)得到的均匀混合物烘干并研磨，倒入模具中压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯。

5)将步骤4)得到的素坯放入管式炉内进行高温微观焊接，炉内维持惰性气氛，随炉冷却得到焊接后的SiC(M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料。

在步骤1)中，所述铂金催化剂的浓度可为10％～30％，优选20％；聚碳硅烷溶液的浓度为0.01～0.1g/mL；所述氧化石墨烯分散液为加酸活化后的氧化石墨烯分散液，pH<2，浓度为0.1～1mg/mL；所述硅烷偶联剂为甲基乙烯基二乙氧基硅烷、乙烯基三甲氧基硅烷、乙烯基三乙氧基硅烷、乙烯基三(2-甲氧基乙氧基)硅烷、乙烯基三(三甲基硅氧基)硅烷、二甲基乙氧基乙烯基硅烷、二甲氧基甲基乙烯基硅烷、三(异烯丙氧基)乙烯基硅烷、三异丙氧基(乙烯基)硅烷、四二甲基乙烯基硅氧基硅烷中的一种；所述有机溶剂优选二甲苯；所述氧化石墨烯分散液的分散剂为去离子水、乙二醇、环己烷、四氢呋喃中的一种。

在步骤2)中，所述高温演变为将聚合物先驱体PVG裂解处理成恰好开始产生β-SiC晶核的状态，温度为1200～1400℃，保温时间5～60min。

在步骤3)中，所述高温焊接剂纳米粉末为熔融金属镍、钴、钒、铬、锆(粒径100～200nm)或者金属化合物乙酰丙酮镍、乙酰丙酮钴、乙酰丙酮钒、乙酰丙酮铬、乙酰丙酮锆中的一种；所述球磨优选玛瑙球磨罐和玛瑙磨球，球磨介质为酒精，球料比为(3～5):1，球磨时间为8～10h。先驱体PVG粉末、高温纳米金属焊接剂(按金属原子质量计算)和陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末的质量比为40:(1～4):(59～56)。

在步骤4)中，所述压制成型中，模具优选不锈钢模具，压强为90～200MPa，保压时间为15～20s。

在步骤5)中，所述高温微观焊接中，惰性气体优选氩气，流速为50～100mL·min^-1，温度为1100～1500℃，保温时间为25～35min。

相对于现有技术，本发明技术方案取得的有益效果是：

(1)本发明高温焊接后得到的纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料具有低密度、低线性收缩率、高断裂韧性、高硬度、高强度、耐高温抗氧化等特点，同时还可实现异形化，通过高温微观焊接有效增强了SiC先驱体陶瓷的综合性能，满足高超音速飞行器耐高温结构部件材料轻质高强、耐高温抗氧化和可异形化的需求。

(2)本发明高温焊接后得到的纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料成分均匀、成型性良好，微观结构均匀致密。得力于良好的润湿性，金属硅化物相在1000℃以下便产生，在高温焊接过程中均匀渗透在β-SiC/SiOxCy/C_free体系中，在β-SiC晶界处渗透扩散溶解β-SiC形成界面增强相，并在周围析出游离碳，游离碳富集后重新排布成石墨相，起滑移增韧作用，二者边界紧密相连。SiC(rGO)_filler颗粒自PVG演变而来，表面带有丰富硅悬挂键，球磨时生成SiO₂纳米晶，于1100℃开始和析出的游离碳发生碳热反应生成SiC，催化高温纳米金属焊接剂渗透扩散焊接SiC，避免纯金属相残留，有利于金属硅化物相晶粒细化，提升陶瓷高温力学性能。

(3)本发明所述的纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料断裂韧性显著提升，有利于实现高温异形构件。SiC(rGO)_filler颗粒作为陶瓷基体原料，其表面活性起到催化相容性的重要作用，同时其与粘结剂PVG结构组成相似，可有效焊接SiC陶瓷以提高断裂韧性和实现高温异形构件；PVG高温处理后会生成无定型的SiOxCy/C_free(rGO)相和β-SiC纳米晶，伴随小分子挥发产生微小气孔可有效偏转裂纹，松弛尖端应力，有效吸收断裂能量；β-SiC纳米晶弥散在无定型的SiOxCy/C_free(rGO)中，充分发挥了细晶强化作用；原位生成的焊接产物硅化物相(Ni₂Si、CoSi₂、VSi₂、CrSi₂、ZrSi₂)存在于β-SiC纳米晶界，为裂纹扩展提供极大阻力，在β-SiC纳米晶界周围析出的石墨相起到滑移增韧作用；这些都有利于增韧SiC陶瓷，提高断裂韧性。

(4)本发明通过高温微观焊接技术实现了碳化硅陶瓷/高温纳米熔融金属焊接剂结构一体化，硅化物相(Ni₂Si、CoSi₂、VSi₂、CrSi₂、ZrSi₂)通过共价键与β-SiC、SiOxCy无定型相作用，连接填料颗粒，增强界面键合，起到焊接自愈合作用。

(5)本发明制备方法简单经济，密度、断裂韧性、硬度、强度以及其他功能性质可通过调整SiC(rGO)_filler/高温纳米金属焊接剂比例等技术参数进行微观调控，便于推广以实现工业化生产。

附图说明

图1为实施例1～3的SiC(xM,rGO)(x＝1％、2％、4％)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的样品实物图。

图2为实施例1～3的SiC(xM,rGO)(x＝1％、2％、4％)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的红外(FT-IR)光谱图。

图3为实施例3的SiC(4％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的X射线衍射(XRD)图谱。

图4为实施例3的SiC(4％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的拉曼(Raman)光谱图。

图5为实施例3的SiC(4％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的表面扫描电子显微镜(SEM)图。在图5中，(a)对应低倍数SEM，(b)对应(a)中选区高倍数SEM。

图6为实施例3的SiC(4％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的透射电子显微镜(TEM)图。在图6中，(a)对应低倍透射电子显微镜图像TEM；(b)对应高分辨率透射电子显微镜图像HRTEM。

具体实施方式

为了使本发明所要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚、明白，以下结合附图和实施例，对本发明做进一步详细说明。

实施例1

1、将10g聚碳硅烷粉末溶解于200mL二甲苯中，0.1g氧化石墨烯分散在200mL去离子水中，加酸活化，超声处理。在聚碳硅烷溶液中滴入0.5mL卡斯特铂金催化剂，在活化后的氧化石墨烯分散液中加入10mL硅烷偶联剂乙烯基三乙氧基硅烷，随后将两种溶液混合。

2、将混合溶液60℃搅拌45min之后旋蒸干燥并研磨，得先驱体PVG粉末。

3、将PVG粉末置于1300℃高温处理演变30min得黑金色陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末。

4、将质量比为40:1:59的先驱体PVG粉末、高温纳米熔融金属焊接剂镍粉末(粒径100～200nm)和SiC聚合物先驱体陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末混合，玛瑙磨球和混合粉末质量比为4:1，置于玛瑙球磨罐中酒精湿磨9h烘干得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物。

5、称取0.5gPVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物分别倒入直径16mm圆形不锈钢模具、直径10mm圆形不锈钢模具和4.5mm×3.5mm×45mm长方形不锈钢模具，在油压机100MPa压力下保持20s压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯。

6、将PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯放入氩气气氛管式炉内进行1300℃高温微观焊接，升温速率4℃/min，保温30min，气体流速60mL/min，最后随炉冷却得到高温焊接后的SiC(1％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料。

实施例2

1、将10g聚碳硅烷粉末溶解于200mL二甲苯中，0.1g氧化石墨烯分散在200mL去离子水中，加酸活化，超声处理。在聚碳硅烷溶液中滴入0.5mL卡斯特铂金催化剂，在活化后的氧化石墨烯分散液中加入10mL硅烷偶联剂乙烯基三乙氧基硅烷，随后将两种溶液混合。

2、将混合溶液60℃搅拌45min之后旋蒸干燥并研磨，得先驱体PVG粉末。

3、将PVG粉末置于1300℃高温处理演变30min得黑金色陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末。

4、将质量比为40:2:58的先驱体PVG粉末、高温纳米熔融金属焊接剂镍粉末(粒径100～200nm)和SiC聚合物先驱体陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末混合，玛瑙磨球和混合粉末质量比为4:1，置于玛瑙球磨罐中酒精湿磨9h烘干得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物。

5、称取0.5gPVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物分别倒入直径16mm圆形不锈钢模具、直径10mm圆形不锈钢模具和4.5mm×3.5mm×45mm长方形不锈钢模具，在油压机100MPa压力下保持20s压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯。

6、将PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯放入氩气气氛管式炉内进行1300℃高温微观焊接，升温速率4℃/min，保温30min，气体流速60mL/min，最后随炉冷却得到高温焊接后的SiC(2％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料。

实施例3

1、将10g聚碳硅烷粉末溶解于200mL二甲苯中，0.1g氧化石墨烯分散在200mL去离子水中，加酸活化，超声处理。在聚碳硅烷溶液中滴入0.5mL卡斯特铂金催化剂，在活化后的氧化石墨烯分散液中加入10mL硅烷偶联剂乙烯基三乙氧基硅烷，随后将两种溶液混合。

2、将混合溶液60℃搅拌45min之后旋蒸干燥并研磨，得先驱体PVG粉末。

3、将PVG粉末置于1300℃高温处理演变30min得黑金色陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末。

4、将质量比为40:4:56的先驱体PVG粉末、高温纳米熔融金属焊接剂镍粉末(粒径100～200nm)和SiC聚合物先驱体陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末混合，玛瑙磨球和混合粉末质量比为4:1，置于玛瑙球磨罐中酒精湿磨9h烘干得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物。

5、称取0.5gPVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物分别倒入直径16mm圆形不锈钢模具、直径10mm圆形不锈钢模具和4.5mm×3.5mm×45mm长方形不锈钢模具，在油压机100MPa压力下保持20s压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯。

6、将PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯放入氩气气氛管式炉内进行1300℃高温微观焊接，升温速率4℃/min，保温30min，气体流速60mL/min，最后随炉冷却得到高温焊接后的SiC(4％M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料。

本发明所述的纳米金属增韧SiC陶瓷材料可实现SiC陶瓷增韧和异形，完整性良好，无肉眼可见缺陷或裂纹。

图1给出实施例1～3高温焊接后的SiC(xM,rGO)(x＝1％、2％、4％)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的样品实物图，肉眼可见平整致密，异形样品棱角分明。本发明所述的SiC(xM,rGO)(x＝1％、2％、4％)陶瓷在红外(FT-IR)光谱图(图2)中的780cm^-1峰归属于SiOxCy和SiC的Si–C键伸缩振动，1080cm^-1峰归属于SiOxCy和SiO₂的Si–O–Si键伸缩振动，两处吸收峰随着高温纳米熔融金属焊接剂添加量的增加未有明显的变化，说明添加量至4％对先驱体陶瓷稳定的基体骨架结构影响不大。所述的SiC(4％M,rGO)陶瓷在X射线衍射(XRD)图(图3)中具有SiC、Ni₂Si、SiO₂特征峰，说明SiC+2Ni→Ni₂Si+C反应的产生，同时也说明球磨过程中Si悬挂键捕捉环境氧原子生成SiO₂。所述的SiC(4％M,rGO)陶瓷在拉曼(Raman)光谱图(图4)中出现了典型碳峰：D峰(1350cm^-1)、G峰(1600cm^-1)和2D峰(2700cm^-1)，分别归属于无定形碳、石墨结构碳和石墨层数，且D峰强度明显略高于G峰，这说明陶瓷内部结构存在较多无定形碳且无序化程度较高。所述的SiC(4％M,rGO)陶瓷在扫描电子显微镜(SEM)图(图5)中具有以下特征：陶瓷表面平整致密，硅化物相Ni₂Si分布均匀，与SiC基体融为一体，结合紧密，高温微观焊接效果良好。所述的SiC(4％M,rGO)陶瓷在透射电子显微镜(TEM)图(图6)中具有以下特征：低分辨率透射电子显微镜图像可看到硅化物相Ni₂Si纳米晶粒的粒径范围在5～50nm，均匀分布在β-SiC/SiOxCy/C_free(rGO)基体；高分辨率透射电子显微镜图像可看到β-SiC/SiOxCy/C_free(rGO)基体主要由弥散分布的β-SiC相、无定形的SiOxCy相和游离碳组成，Ni₂Si纳米晶粒渗透在基体里面，相容性良好，晶面间距为0.20nm对应于Ni₂Si(301)晶面，Ni₂Si纳米晶粒周围富集一圈碳，晶面间距为0.34nm对应石墨(002)晶面，起滑移增韧作用。

表1为高温焊接后的SiC(M,rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料的容积密度与力学性能(硬度、断裂韧性与强度)。

表1

上述实施例仅为本发明的较佳实施例，不能被认为用于限定本发明的实施范围。凡依本发明申请范围所作的均等变化与改进等，均应仍归属于本发明的专利涵盖范围之内。

Claims (10)

1.一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于包括以下步骤：

1）将聚碳硅烷粉末、铂金催化剂溶于有机溶剂中，将硅烷偶联剂加入氧化石墨烯分散液中，随后混合恒温反应，旋蒸干燥得到聚合物先驱体PVG粉末；

2）将步骤1）得到的聚合物先驱体PVG粉末高温演变得到黑金色的陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末；

3）将聚合物先驱体PVG粉末、高温焊接剂和陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末球磨混合得到PVG/M/SiC(rGO)_filler均匀混合物；

4）将步骤3）得到的均匀混合物烘干并研磨，倒入模具中压制成型，脱模后得到PVG/M/SiC(rGO)_filler素坯；

5）将步骤4）得到的素坯放入管式炉内进行高温微观焊接，炉内维持惰性气氛，随炉冷却得到焊接后的SiC(M, rGO)纳米金属增韧SiC陶瓷材料；

所述高温焊接剂为纳米粉末，是熔融金属镍、钴、钒、铬、锆或者金属化合物乙酰丙酮镍、乙酰丙酮钴、乙酰丙酮钒、乙酰丙酮铬、乙酰丙酮锆中的一种。

2.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤1）中，所述铂金催化剂的浓度为10%~30%；聚碳硅烷溶液的浓度为0.01～0.1g/mL；所述氧化石墨烯分散液为加酸活化后的氧化石墨烯分散液，pH<2，浓度为0.1～1mg/mL；所述硅烷偶联剂为甲基乙烯基二乙氧基硅烷、乙烯基三甲氧基硅烷、乙烯基三乙氧基硅烷、乙烯基三（2-甲氧基乙氧基）硅烷、乙烯基三（三甲基硅氧基）硅烷、二甲基乙氧基乙烯基硅烷、二甲氧基甲基乙烯基硅烷、三（异烯丙氧基）乙烯基硅烷、三异丙氧基（乙烯基）硅烷、四二甲基乙烯基硅氧基硅烷中的一种；所述有机溶剂为二甲苯；所述氧化石墨烯分散液的分散剂为去离子水、乙二醇、环己烷、四氢呋喃中的一种。

3.如权利要求2所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤1）中，所述铂金催化剂的浓度为20%。

4.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤2）中，所述高温演变为将聚合物先驱体PVG裂解处理成恰好开始产生β-SiC晶核的状态，温度为1200～1400℃，保温时间5～60min。

5.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤3）中，所述高温焊接剂的粒径100～200nm。

6.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤3）中，所述球磨为玛瑙球磨罐和玛瑙磨球，球磨介质为酒精，球料比为（3~5）:1，球磨时间为8～10h。

7.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤3）中，聚合物先驱体PVG粉末、高温焊接剂和陶瓷填料SiC(rGO)_filler粉末的质量比为40:（1～4）:（59～56）。

8.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤4）中，所述压制成型的模具采用不锈钢模具，压强为90～200MPa，保压时间为15～20s。

9.如权利要求1所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤5）中，所述高温微观焊接的惰性气体采用氩气，流速为50～100mL·min^-1，温度为1100～1500℃，保温时间为25～35min。

10.权利要求1~9任一项所述的一种纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料的制备方法所制备的纳米金属增韧碳化硅陶瓷材料。

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