CN115819089B - 一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及非氧化物结构陶瓷的技术领域，具体涉及一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，采用市售的Ti3SiC2、Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2‑TiC和B粉体为原料，进行粉体的配比，将原料粉体混料、干燥、过筛后进行热压烧结或放电等离子体烧结，得到所需复相陶瓷。本发明利用含硅化合物作为反应烧结原料，可以获得Si固溶的B4C复相陶瓷。最终获得的复相陶瓷拥有抵抗非晶化的能力，同时也具有高的强度、硬度和断裂韧性；原料方便易得，制备工艺成熟，周期短，有利于降低材料制备过程所需的能耗，获得的陶瓷致密度高。
Description
技术领域
本发明涉及非氧化物结构陶瓷的技术领域，具体涉及一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法。
背景技术
碳化硼(B4C)陶瓷因其具有轻质、高强、高硬且高模量，被广泛用于装甲防弹材料和耐磨部件等。然而，B4C具有较低的断裂韧性且极难烧结。实现抗非晶化的碳化硼陶瓷材料一般有两种方式。一是通过碳化硼块体与单质硅(Si)形成扩散偶。Kelvin Y.Xie等人在毫米级碳化硼的单个晶粒内利用扩散过程实现了硅的固溶，从而证实了硅可以抑制B4C在压痕载荷下的非晶化(Science Advances,2019,5(10):eaay0352)。另一种途径是从起始粉末出发，将混合有硅粉的坯料进行烧结来制备掺硅碳化硼复相陶瓷。相比于前者，后者能实现较均匀的微观结构，也能达到更好的抗非晶化效果。但是，当混合少量Si烧结B4C时，Si形成SiBO玻璃(B4C和Si粉末表面氧化物的反应产物)和SiC作为第二相，而不是溶解到B4C基体中；若混合过多的Si粉，则在最终的产品中往往有较大量Si的残留，这显著降低了碳化硼陶瓷的强度以及韧性(Mater Charact,2017,134:274-8)。因此，合理调控Si量对于制备具有抗非晶化特性的高性能碳化硼陶瓷而言是一项巨大的挑战。
专利号为CN112723889B的专利公布了利用热压技术制备的B4C-TiB2体系的复相陶瓷，表现出优异的综合力学性能，其维氏硬度、弯曲强度和断裂韧性分别为～31.8 GPa、～485 MPa和～4.6 MPa m1/2。专利号为CN110128146A的专利公布了B4C-TiB2-SiC体系的复相陶瓷，其维氏硬度值约为22 GPa，强度约为800 MPa，以及韧性值约为5.3 MPa·m1/2。相比于纯碳化硼(Ceramics International,2022,48(11):16054-16062)，复相陶瓷的强度和断裂韧性均有了明显的提升。但是，B4C在受到急剧冲击载荷下发生的非晶化会使其失去强度和韧性(Science,299(5612):1563-1566)，而冲击破坏是碳化硼在装甲等高速冲击下主要的破坏形式，因此设计并制备具有高性能且可抵抗非晶化的B4C复相陶瓷意义重大。
发明内容
本发明的目的在于提供一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，通过反应烧结的途径获得抗非晶化且高硬度、高韧性的B4C-TiB2和B4C-TiB2-SiC复相陶瓷，获得的B4C复相陶瓷具有晶粒细化、多层次的物相分布等诸多特征，因而在具有抗非晶化特性的同时，仍具有优异的力学性能。
本发明实现目的所采用的方案是：一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，采用市售的Ti3SiC2、Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC和B粉体为原料，根据下列化学反应方程式(1)～(3)中的任一项进行粉体的配比：
Ti3SiC2 + (x+10) B＝3 TiB2 + (1+0.25x) B4C + (1-0.25x) SiC + 0.25x Si(1)；
Ti3(SiAl)C2+(x+9)B+0.5B2O3＝3TiB2+(1+0.25x)B4C+(1-0.25x)SiC+0.25x Si+0.5Al2O3
(2)；
Ti3SiC2+y TiC+(x+6y+10)B＝(3+y)TiB2+(1+0.25x+y)B4C+(1-0.25x)SiC+0.25xSi
(3)；
其中，所述参数x的取值范围为：0≤x；所述参数y为任意值，将原料粉体混料、干燥、过筛后进行热压烧结或放电等离子体烧结，得到所需复相陶瓷。
优选地，所述参数x的取值范围为：0≤x≤4；所述参数y为任意值。
名义上，所述参数x的取值范围为：0≤x≤4；所述参数y为任意值。事实上，随着硼的进一步加入(x>4)，更多的硼也可以固溶进碳化硼的晶格中，形成富硼碳化硼，例如：B6.5C。同时，分解产生的硅也更倾向于固溶在富硼碳化硼中。
将原料粉体混料、干燥、过筛后利用热压烧结或放电等离子体实现其致密化，得到所需复相陶瓷。通过改变加入的硼含量，可以在一定范围内改变所制备陶瓷中碳化硼的含量和微结构并对其性能进行调控。
优选地，包括如下步骤：
步骤1、混料：以市售Ti3SiC2，Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC和B粉为原料，将各种原料粉体按设计的反应方程的配比进行称量，配料；
步骤2、烧结：将粉体在热压烧结或放电等离子体烧结的环境下进行烧结，得到所需复相陶瓷。
通过改变烧结温度保温时间，加载压力，升温速度等参数实现复相陶瓷的致密化和性能优化。
优选地，所述步骤1中，配料后将原料进行球磨，将球磨得到的浆料干燥后得到烧结所用原料粉体。
优选地，所述步骤1中，各原料粉体的平均粒径均小于10μm，粉体的纯度均大于95％。
优选地，所述步骤2中，烧结环境为真空或流动的氩气气氛。
优选地，所述步骤2中，烧结温度为1500℃-2000℃。
优选地，所述步骤2中，烧结保温时间为5-120min。
优选地，所述步骤2中，烧结压力为5-75Mpa。
优选地，所述步骤2中，烧结升温速度为10-300℃/min。
本发明的方法利用含硅化合物钛三硅碳二(Ti3SiC2)，Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC为反应烧结的原料，通过其与单质硼的原位硼化过程逐步反应生成TiB2、SiC和B4C晶粒，可缓解烧结中引发的自蔓延现象。原位生成亚微米尺度的TiB2或SiC晶粒相互贯通提高了碳化硼材料的硬度和韧性。另一方面，通过调节硼含量，将生成的SiC晶粒进一步分解形成多组元物相，例如：硅和富硼碳化硼。分解产生的硅也能固溶进入富硼碳化硼的晶格中，从而缓解并抑制碳化硼的非晶化。利用此方法获得的B4C复相陶瓷具有晶粒细化、多层次的物相分布等诸多特征，因而在具有抗非晶化特性的同时，仍具有优异的力学性能。
本发明具有以下优点和有益效果：
1、利用含硅化合物作为反应烧结原料，可以获得Si固溶的B4C复相陶瓷。最终获得的复相陶瓷拥有抵抗非晶化的能力，同时也具有高的强度、硬度和断裂韧性；
2、原料方便易得，制备工艺成熟，周期短，有利于降低材料制备过程所需的能耗，获得的陶瓷致密度高；
3、原位生成的亚微米级TiB2或SiC晶粒互相贯通，在陶瓷微结构中形成硬质的骨架提高了复相陶瓷的硬度和韧性。原位生成的碳化硼固溶有硅，也提高了复相陶瓷抵抗非晶化的能力；
4、不需要额外添加单质Si，通过改变B中的x值即可以调节Si在B4C复相陶瓷中的固溶量，从而调整材料的变形机制，进而原位调控其显微结构和力学性能。
附图说明
图1为实施例2得到样品的显微形貌；
图2为实施例2得到样品的XRD；
图3为实施例2得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部；
图4为实施例3得到样品的显微形貌；
图5为实施例3得到样品的XRD；
图6为实施例3得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部；
图7为实施例4得到样品的显微形貌；
图8为实施例4得到样品的XRD；
图9为实施例4得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部。
具体实施方式
为更好的理解本发明，下面的实施例是对本发明的进一步说明，但本发明的内容不仅仅局限于下面的实施例。
实施例1
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(4)进行配料
Ti3SiC2 + 11 B ＝ 3 TiB2 + 1.25 B4C + 0.75 SiC + 0.25 Si (4)
获得样品相组成(体积含量)为56％TiB2-28％B4C-16％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1600℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1600℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了18％。复相陶瓷维氏硬度为30-40GPa，杨氏模量为470GPa，剪切模量为204GPa，压缩强度为1.8GPa，三点弯曲强度为580MPa，断裂韧性为5-6MPa m0.5。
实施例2
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(4)进行配料
Ti3SiC2 + 11 B ＝ 3 TiB2 + 1.25 B4C + 0.75 SiC + 0.25 Si (4)
获得样品相组成(体积含量)为56％TiB2-28％B4C-16％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。烧结得到样品的形貌，XRD和拉曼图谱分别如图1，图2和图3所示。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了20％。复相陶瓷维氏硬度为30-45GPa，杨氏模量为507GPa，剪切模量为220GPa，压缩强度为2.5GPa，三点弯曲强度为660MPa，断裂韧性为6-7MPa m0.5。
图1为实施例2得到样品的显微形貌；从图中可以看出：黑色为碳化硼，灰色为碳化硅，白色为二硼化钛晶粒。
图2为实施例2得到样品的XRD；从图中可以看出：显微形貌所对应的三种典型物相。
图3为实施例2得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部；从图中可以看出：非晶特征峰的强度明显减弱。
实施例3
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(5)进行配料
Ti3SiC2 + 12 B ＝ 3 TiB2 + 1.5 B4C + 0.5 SiC+ 0.5 Si (5)
获得样品相组成(体积含量)为50％TiB2-42％B4C-8％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。烧结得到样品的形貌，XRD和拉曼图谱分别如图4，图5和图6所示。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了40％。复相陶瓷维氏硬度为30-45GPa，杨氏模量为490GPa，剪切模量为212GPa，压缩强度为3.9GPa，三点弯曲强度为670MPa，断裂韧性为6-7MPa m0.5。
图4为实施例3得到样品的显微形貌；从图中可以看出：黑色为碳化硼，灰色为碳化硅，白色为二硼化钛晶粒。
图5为实施例3得到样品的XRD；从图中可以看出：显微形貌所对应的三种典型物相。
图6为实施例3得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部；从图中可以看出：非晶特征峰的强度大幅度减弱。
实施例4
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(6)进行配料
Ti3SiC2 + 14 B ＝ 3TiB2 + 2B4C + Si (6)
获得样品相组成(体积含量)为42％TiB2-58％B4C。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。烧结得到样品的形貌，XRD和拉曼图谱分别如图7，图8和图9所示。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了73％。复相陶瓷维氏硬度为30-45GPa，杨氏模量为466GPa，剪切模量为202GPa，压缩强度为2.7GPa，三点弯曲强度为610MPa，断裂韧性为5-6MPa m0.5。
图7为实施例4得到样品的显微形貌；从图中可以看出：黑色为碳化硼，灰色为碳化硅，白色为二硼化钛晶粒。
图8为实施例4得到样品的XRD；从图中可以看出：显微形貌所对应的三种典型物相。
图9为实施例4得到样品的拉曼图谱：(a)原始基体；(b)压痕底部；从图中可以看出：非晶特征峰基本消失。
实施例5
以Ti3(SiAl)C2(粒径为1-10μm)和硼粉(含氧化硼杂质)为原料，按照方程式75)进行配料
Ti3(SiAl)C2 + 13 B+ 0.5 B2O3 ＝ 3 TiB2 + 2 B4C + Si + 0.5 Al2O3 (7)
获得样品相组成(体积含量)为50％TiB2-43％B4C-7％Al2O3。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了68％。复相陶瓷维氏硬度为30-45GPa，杨氏模量为480GPa，剪切模量为210GPa，压缩强度为3.2GPa，三点弯曲强度为640MPa，断裂韧性为6-7MPa m0.5。
实施例6
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm),TiC(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(8)进行配料
Ti3SiC2 + TiC + 20 B ＝ 4TiB2 + 3B4C + Si (8)
获得样品相组成(体积含量)为19％TiB2-81％B4C。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了63％。复相陶瓷维氏硬度为25-40GPa，杨氏模量为414GPa，剪切模量为182GPa，压缩强度为2.2GPa，三点弯曲强度为550MPa，断裂韧性为5-6MPa m0.5。
实施例7
以Ti3SiC2(粒径为0.1-1μm)和硼粉(粒径为0.1-1μm)为原料，按照方程式(6)进行配料
Ti3SiC2 + 14 B ＝ 3TiB2 + 2B4C + Si (6)
获得样品相组成(体积含量)为42％TiB2-58％B4C。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1800℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了75％。复相陶瓷维氏硬度为30-45GPa，杨氏模量为502GPa，剪切模量为215GPa，压缩强度为3.4GPa，三点弯曲强度为668MPa，断裂韧性为6-7MPa m0.5。
实施例8
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(4)进行配料
Ti3SiC2 + 11 B ＝ 3 TiB2 + 1.25 B4C + 0.75 SiC + 0.25 Si (4)
获得样品相组成(体积含量)为56％TiB2-28％B4C-16％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1800℃，升温速度为300℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至40MPa。在1600℃保温30min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的非晶化程度下降了18％。复相陶瓷维氏硬度为30-40GPa，杨氏模量为465GPa，剪切模量为201GPa，压缩强度为1.7GPa，三点弯曲强度为575MPa，断裂韧性为5-6MPa m0.5。
实施例9
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(9)进行配料
Ti3SiC2 + 10 B ＝ 3 TiB2 + B4C + SiC (9)
获得样品相组成(体积含量)为56％TiB2-28％B4C-16％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至1500℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在1500℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品维氏硬度为30-40GPa，杨氏模量为450GPa，剪切模量为196GPa，压缩强度为1.6GPa，三点弯曲强度为530MPa，断裂韧性为5-6MPa m0.5。
实施例10
以Ti3SiC2(粒径为1-10μm)和硼粉(粒径为0.1-5μm)为原料，按照方程式(9)进行配料
Ti3SiC2 + 10 B ＝ 3 TiB2 + B4C + SiC (9)
获得样品相组成(体积含量)为56％TiB2-28％B4C-16％SiC。
以乙醇(纯度>99％)为溶剂，氧化锆球为混料介质，将称量好的粉体混合并利用混料机进行混料，混料速度为30-100rpm。混合12-36小时后，将所得浆料通过真空旋转蒸发的方式在60-85℃烘干。经过烘干后的粉体破碎并过筛后倒入石墨模具中，利用放电等离子体烧结设备的对其进行压力烧结，整个过程在真空下进行。
烧结过程包含如下步骤：室温至450℃，升温速度为100℃/min，施加在样品上的压力为5MPa。从450℃至2000℃，升温速度为100℃/min，压力为5MPa。随后2min内将压力升至60MPa。在2000℃保温5min后，将压力降低至5MPa并停止加热，样品随炉冷却至室温。
相比于纯碳化硼，所得样品的维氏硬度为30-40GPa，杨氏模量为495GPa，剪切模量为224GPa，压缩强度为2.3GPa，三点弯曲强度为615MPa，断裂韧性为6-7MPa m0.5。
综上所述，利用Ti3SiC2，Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC为原料，通过其与硼的硼化反应，可以在较低的烧结温度，在具有优异的材料硬度和韧性的基础上，获得具有显著抗非晶化能力的B4C复相陶瓷。
以上所述是本发明的优选实施方式而已，当然不能以此来限定本发明之权利范围，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和变动，这些改进和变动也视为本发明的保护范围。
Claims (9)
1.一种抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：采用市售的Ti3SiC2、Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC和B粉体为原料，根据下列化学反应方程式（1）~（3）中的任一项进行粉体的配比：
Ti3SiC2 + (x+10) B＝3 TiB2 + (1+0.25x) B4C + (1-0.25x) SiC + 0.25x Si(1)；
Ti3(SiAl)C2 + (x+9) B+ 0.5 B2O3＝3 TiB2 + (1+0.25x) B4C + (1-0.25x) SiC +0.25x Si + 0.5 Al2O3(2)；
Ti3SiC2 + y TiC + (x+6y+10) B＝ (3+y) TiB2 + (1+0.25x+y) B4C + (1-0.25x)SiC + 0.25x Si(3)；
其中，所述参数x的取值范围为：0≤x≤4，所述参数y的取值范围为：0≤y≤1，将原料粉体混料、干燥、过筛后进行热压烧结或放电等离子体烧结，得到所需复相陶瓷。
2.根据权利要求1所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1、混料：以市售Ti3SiC2，Ti3(SiAl)C2或Ti3SiC2-TiC和B粉为原料，将各种原料粉体按设计的反应方程的配比进行称量，配料；
步骤2、烧结：将粉体在热压烧结或放电等离子体烧结的环境下进行烧结，得到所需复相陶瓷。
3.根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤1中，配料后将原料进行球磨，将球磨得到的浆料干燥后得到烧结所用原料粉体。
4. 根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤1中，各原料粉体的平均粒径均小于10 μm，粉体的纯度均大于95％。
5.根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，烧结环境为真空或流动的氩气气氛。
6. 根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，烧结温度为1500 ℃-2000 °C。
7. 根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，烧结保温时间为5-120 min。
8. 根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，烧结压力为5-75 Mpa。
9. 根据权利要求2所述的抗非晶化且高硬度、高韧性碳化硼复相陶瓷的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，烧结升温速度为10-300 °C /min。
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Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007261881A (ja) * | 2006-03-29 | 2007-10-11 | Akita Prefecture | ＴｉＢ２基Ｔｉ−Ｓｉ−Ｃ系複合セラミックス及びその焼結体製造方法 |
| CN101555137A (zh) * | 2009-05-20 | 2009-10-14 | 南京工业大学 | (TiB2+TiC)/Ti3SiC2复相陶瓷材料及其制备方法 |
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| CN110655404A (zh) * | 2019-10-30 | 2020-01-07 | 合肥工业大学 | 一种钛碳化硅基复合陶瓷材料及其制备工艺 |
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