一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体及其制备方法与流程

本发明属于碳化物陶瓷技术领域，具体涉及一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体及其制备方法。

背景技术：

随着航天飞机、可回收火箭、超音速航天飞行器等快速发展，对其热防护系统材料的抗烧蚀和抗氧化性能提出了更高的要求，特别是在高达3000℃的条件下长时间抗烧蚀和抗氧化，目前，传统的二元超高温陶瓷(zrb2，hfb2，zrc，hfc，tac，hfn等)难以满足此需求。

当前高熵的概念主要涉及合金材料，高熵合金的思想是由多个元素等摩尔或近等摩尔比例混合形成的合金，具有高的热力学混合熵，形成单一晶体结构，展示出比相应传统合金更高的强度、硬度和耐腐蚀性能等。到目前为止，在陶瓷领域，高熵陶瓷并无明确定义且研究较少。美国duke大学christinam.rost等人首次将这种高熵合金思想用于合成高熵氧化物陶瓷(c.m.rost,etal.entropy-stabilizedoxides,nat.commun.6.2015)；后续，加州大学j.gild等人将这种高熵合金思想用于合成高熵超高温陶瓷(j.gildetal:anewclassofhigh-entropymaterialsandanewtypeofultrahightemperatureceramics,sci.rep.6.2016)。即在原有二元系超高温陶瓷基体中，添加与基体元素相似的多种其他元素，具有相对高的热力学混合熵，形成单一固溶体结构的化合物，可称之为高熵超高温陶瓷。

多元高熵碳化物陶瓷(zr0.8ti0.2c0.74b0.26)的出现引起了重大的关注，由于具有远优于二元超高温陶瓷的抗氧化性能和抗烧蚀性能，是新一代热防护系统材料重要发展方向。中南大学zengy等人发表文献“zengy,wangd,xiongx,etal.ablation-resistantcarbidezr0.8ti0.2c0.74b0.26foroxidizingenvironmentsupto3,000℃.[j].naturecommunications,2017,8:15836.”报道了这种陶瓷复合材料，采用反应熔渗法和包埋法相结合的方法制备，具有单一相面心立方碳化物结构，在高达3000℃条件下具有良好的抗烧蚀和抗氧化性能，该研究成果已获申请专利(zl201710361716.8)，但是该专利仅是发明了碳纤维增强这种超高温陶瓷复合材料的制备方法，并没有涉及制备纯碳化物超高温陶瓷粉体的相关方法。因此，纯高熵碳化物超高温陶瓷粉体快速、高效的制备成为了超高温热防护材料发展中急待解决的问题。

常用于碳化物制备的方法有，直接合成法，自蔓延高温合成法，机械合金化法，碳热还原法，化学气相沉积方法，溶胶-凝胶法和放电等离子烧结法等，每种方法各有其优缺点。韩国leehb等人发表文献“leehb,ohyk,leesm.astudyonsynthesisandcharacterizationoftixzr1-xcsolid-solutionbyself-propagationhightemperaturesynthesismethod[j].journalofthekoreanceramicsociety,1997,34:731-737.”报道了采用zr粉、ti粉、c粉为原料，通过自蔓延高温合成法制备出tixzr1-xc碳化物固溶体，然而由于自蔓延高温合成的反应速度快，不利于控制其反应过程，并且武汉理工大学lij等人发表文献“lij,fuz,zhangj,etal.preparationofzrcbyself-propagtinghigh-temperaturesynthesis[j].journalofthechineseceramicsociety,2010,38(5):979-985.”指出采用自蔓延高温合成法制备的zrc粉体，其游离碳含量高达0.98wt％，游离碳含量过高表明原料之间反应不完全，不利于碳化物陶瓷的抗氧化性能，因此自蔓延高温合成法不利于控制产物结构以及性能。美国内布拉斯加大学林肯分校yanx等人发表文献“yanx,constantinl,luy,etal.(hf0.2zr0.2ta0.2nb0.2ti0.2)chigh-entropyceramicswithlowthermalconductivity[j].journaloftheamericanceramicsociety,2018101:4486-4491.”报道了采用hfc，zrc，tac，nbc和tic等碳化物为原料，通过机械合金化法制备(hf0.2zr0.2ta0.2nb0.2ti0.2)c高熵碳化物陶瓷，这种碳化物陶瓷具有单一相面心立方结构，然而，在机械合金化法高能球磨过程中会引入球磨介质wc等杂质。专利“cn107164680a”报道了一种金属碳化物固溶的制备方法，特指制备(w,mo,ta)c碳化物固溶体，采用w粉、mo粉、ta粉、石墨粉以及稀土元素粉作为原料，通过高能球磨36h固相反应后，在800℃下保温60min左右进行热化合反应，得到(w,mo,ta)c固溶体，在制备过程中需要加入稀土元素，需要长时间的高能球磨。专利“cn107758666a”报道了一种(ti,m)c固溶体粉体，m为w，mo，cr，ta，v或nb中的至少一种，采用金属元素粉、炭黑粉为原料进行高能球磨，加入卤化剂后，再进行碳热还原形成(ti,m)c纳米固溶体粉体，这种方法在制备过程中需要加入卤化剂。此外，机械合金化法在高能球磨过程中不可避免引入球磨介质，或需要添加其他元素，从而降低所合成碳化物陶瓷的纯度。中南大学xiongx等人发表文献“xiongx,wangyl,ligd,etal.hfc/zrcablationprotectivecoatingforcarbon/carboncomposites[j].corrosionscience,2013,77:25-30.”采用化学气相沉积方法制备zrc-hfc陶瓷涂层复合材料，具有良好的抗烧蚀性能，然而该报道仅是zrc-hfc固溶体涂层c/c复合材料。专利“cn102910628a”报道了一种高熔点过渡金属碳化物超细粉体的合成方法，采用金属氧化物和碳黑为原料反应合成二元碳化物超细粉体，然而，这种碳热还原的方法对原料粉体混合均匀度要求较高。专利“cn101298328a”报道了金属碳化物微细粉体的制备工艺，采用金属氧化物、碳黑、醛类碳化促进剂为原料，混合均匀后在1300～1800℃进行碳化得到金属碳化物，相对于普通的碳热还原的方法，这种方法需要添加醛类作为碳化促进剂。专利“cn1128012a”报道了亚微米碳化物、亚微米碳化物固溶体的制备方法，采用至少一种金属氧化物和碳作为原料，混合均匀后在1400～2400℃反应形成固溶前体，然后再添加碳混合均匀后在1200～1400℃进行精炼生成碳化物固溶体，制备过程需要进行两次均匀混合原材料，过程相对复杂。总的来说，碳热还原方法对原料粉体混合均匀度要求较高，若均匀度不理想，所合成的碳化物陶瓷粉体纯度不高。上海硅酸盐研究所yany等人发表文献“yany,huangz,liux,etal.carbothermalsynthesisofultra-finezirconiumcarbidepowdersusinginorganicprecursorsviasol-gelmethod[j].journalofsol-gelscienceandtechnology,2007,44(1):81-85.”采用溶胶-凝胶法以zrocl2·8h2o和酚醛树脂为原料，先合成二元凝胶后再进行热处理得到zrc粉体，平均粒度小于200nm，氧含量小于1.0wt％，然而，溶胶-凝胶的反应周期长，操作复杂，产物通常残留碳和孔洞，并且该方法没有涉及制备高熵碳化物超高温陶瓷粉体。武汉科技大学zhoujy等人发表文献“high-entropycarbide:anovelclassofmulticomponentceramics.(doi:10.1016/j.ceramint.2018.08.100)”报道了使用tic，zrc，hfc，nbc和tac等碳化物为原料，采用机械合金化与放电等离子烧结方法制备了具有面心立方结构的(ti,zr,hf,nb,ta)c高熵碳化物陶瓷，该碳化物陶瓷具较好的抗氧化性能。

本发明区别于武汉科技大学zhoujy等人采用碳化物为原料制备高熵碳化物陶瓷，创新性地使用至少两种金属粉与c粉为原料，采用无压放电等离子烧结制备出高纯度、低游离碳含量的高熵碳化物固溶体材料，本方法有利于优化高熵碳化物中各组份含量，特别是设计制备具有碳空位缺陷的高熵碳化物，这有利于后期加工应用于航天飞机、可回收火箭和高超声速飞行器等耐热结构件。

技术实现要素：

为了解决现有技术中遇到的问题，本发明的目的在于提供了一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体。该陶瓷粉体为单一相固溶体，具有单一相面心立方结构，游离碳含量低，纯度高，结构疏松易破碎，利于后期加工应用。

本发明的另一目的在于提供了所述高熵碳化物超高温陶瓷粉体的制备方法。该制备方法制备时间短，过程简单，易于控制反应过程，过程无杂质引入，利于优化设计各组份含量，得到高纯度的单一相固溶体。

为实现上述目的，本发明提供一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体，其分子式为xcy，其中x为zr、ti、hf、v、nb、ta、cr、mo或w中的至少两种，0.6≤y＜1.0，具有单一相面心立方结构，游离碳含量为≤0.35wt％。

优选的，所述高熵碳化物超高温陶瓷粉体是将至少两种金属粉与c粉球磨混合，经无压放电等离子烧结制得。

优选的，所述高熵碳化物超高温陶瓷粉体的粒度分布d50为5～50μm。

本发明还提供了一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体的制备方法，将至少两种金属粉末与c粉球磨混合，经无压放电等离子烧结后破碎成粉制得超高温碳化物陶瓷粉体。

优选的，所述金属粉末和c粉的纯度均≥98％，其粒度为微米或纳米级。

优选的，所述球磨转速为50～300rpm，时间1～5h，球磨介质为乙醇和/或水，球料比为4～10:1。本发明通过调控球磨参数，得到高纯的单一相碳化物陶瓷粉体。当球磨转速过高、时间过长、球料比过大会都会导致球磨介质掺入所制备的陶瓷粉体，污染产物；而球磨转速过低、时间过短、球料比过小会致使原材料粉体混合不均匀，所制备的产物反应不完全，无法生成单一相碳化物陶瓷。

优选的，所述无压放电等离子烧结条件为：烧结炉中真空度小于5pa，温度1100～1800℃，保温15～60min，升温速率5～150℃/min。本发明通过调控烧结参数，得到高纯的单一相碳化物陶瓷粉体。当烧结温度低、保温时间短、升温速率低则无法到达反应条件，原料间反应不完全，无法形成单一相碳化物陶瓷；升温速率高会增加反应速度，过高则难以控制反应过程，产物性能无法保证。

本发明采用至少两种ιv、v、vi副族的过渡金属元素与c粉球磨混合，所述过渡金属元素具有相近的粒子尺寸，通过调控球磨和烧结参数，经无压放电等离子烧结方法提供合适的反应热力学、动力学条件，从而制备出具有碳空位缺陷的非化学计量比的高纯度、低游离碳含量的单一相碳化物固溶体材料。

本发明具有以下优点：

(1)本发明高熵碳化物超高温陶瓷粉体为单一相固溶体，具有单一相面心立方结构，游离碳含量为≤0.35wt％，纯度高，结构疏松易破碎，利于后期加工应用。

(2)本发明采用至少两种粒子尺寸相近的过渡金属元素与c粉球磨混合，通过调控工艺过程参数，经无压放电等离子烧结，从而制备出具有碳空位缺陷的非化学计量比的高纯度、低游离碳含量的单一相碳化物固溶体材料，利于后期加工或与其他材料的复合应用。

(3)本发明高熵碳化物超高温陶瓷粉体制备时间短，过程简单，易于控制反应过程，过程无杂质引入，利于优化设计各组份含量，得到高纯度的单一相固溶体。

(4)本发明高熵碳化物超高温陶瓷粉体粒度分布可控，具有高的抗氧化性能，可用于宇航部件，涂层材料，特种功能陶瓷等各个方面。

附图说明：

图1为实施例1、例2陶瓷粉体x射线衍射图谱。

图2为实施例1、例2和例3陶瓷粉体激光粒度分布图。

图3为实施例2陶瓷粉体扫描电镜图。

图4为实施例2陶瓷粉体元素分布图。

图5为实施例3陶瓷粉体x射线衍射图谱。

图6为实施例3陶瓷粉体扫描电镜图。

图7为实施例3陶瓷粉体元素分布图。

图8为对比例1陶瓷粉体x射线衍射图谱。

图9为对比例2陶瓷粉体x射线衍射图谱。

图10为对比例3陶瓷粉体x射线衍射图谱。

具体实施方式

下面对本发明进一步作详细说明，所述是对本发明的解释而非限定。

实施例1

将zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.8：0.2：0.9在行星式球磨机上球磨2h，其中zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速100rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1300℃保温30min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。如图1所示，碳化物陶瓷粉体呈现出典型的zrc衍射峰，具有单一相面心立方结构。

所制备的陶瓷粉体具有单一相面心立方结构，根据gb/t5124.2-2008测试粉体中游离碳含量，游离碳含量为0.35wt％，粒度分布d50为38.2μm，tg-dsc(sta449c,netzsch)结果显示，在升温速率为10℃/min、空气条件下，氧化过程的放热峰值在597℃。

实施例2

将zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.8：0.2：0.8在行星式球磨机上球磨2h，其中zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速100rpm，球料比为5：1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1600℃保温15min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。如图1-4所示，碳化物陶瓷粉体呈现出典型的zrc衍射峰，具有单一相面心立方结构，颗粒表面光滑，团聚颗粒较少，zr、ti、c三种元素相互分布均匀，形成单一相固溶体。

所制备的陶瓷粉体具有单一相面心立方结构，游离碳含量为0.27wt％，粒度分布d50为30.1μm，tg-dsc结果显示，在升温速率为10℃/min、空气条件下，氧化过程的放热峰值在710℃。

实施例3

将hf粉、zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.5：0.3：0.2：0.8在行星式球磨机上球磨0.5h，其中hf粉、zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速200rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1600℃保温15min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。如图5-7所示，碳化物陶瓷粉体呈现出典型的hfc衍射峰，具有单一相面心立方结构，颗粒表面光滑，团聚颗粒较少，hf、zr、ti、c四种元素相互分布均匀，形成单一相固溶体。

所制备的陶瓷粉体具有单一相面心立方结构，游离碳含量为0.18wt％，粒度分布d50为5.7μm，tg-dsc结果显示，在升温速率为10℃/min、空气条件下，氧化过程的放热峰值在673℃。

对比例1

将zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.8：0.2：0.9在行星式球磨机上球磨2h，其中zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速100rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1000℃保温30min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。

如图8所示，所制备的陶瓷粉体呈现出zrc、tic、zr的衍射峰，说明该粉体是这三种物质的混合物，烧结温度过低导致产物不能形成单一相碳化物。

对比例2

将zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.8：0.2：0.9在行星式球磨机上球磨1h，其中zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速45rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1600℃保温15min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。

如图9所示，所制备的陶瓷粉体呈现出zrc、tic、c的衍射峰，说明该粉体是这三种物质的混合物，球磨转速过低导致产物不能形成单一相碳化物。

对比例3

将si粉、hf粉、zr粉、ti粉、c粉体按照摩尔比0.5:0.3:0.1:0.1:1.0在行星式球磨机上球磨2h，其中si粉、hf粉、zr粉、ti粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速100rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1600℃保温15min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。

如图10所示，所制备的陶瓷粉体呈现出hf-zr-ti-c固溶体、sic、c的衍射峰，说明该粉体是这三种物质的混合物，其中hf-zr-ti-c固溶体显示的是hfc特征峰，表明烧结过程中zr、ti固溶于hfc，因此粉体的xrd中不显示zrc、tic衍射峰，然而si元素不能与hf、zr、ti等元素形成固溶体，烧结后生成sic，xrd中出现sic衍射峰，因此陶瓷粉体不能形成单一相碳化物。

对比例4

将si粉、hf粉、c粉体按照摩尔比0.6:0.4:1.0在行星式球磨机上球磨2h，其中si粉、hf粉粒度为-300目，c粉为-4000目，纯度≥99％，球磨介质为乙醇，转速100rpm，球料比为5:1，球磨后取出40℃烘干，过筛后得到混合粉体；

将混合粉体放置于无压放电等离子烧结石墨模具中进行无压放电等离子烧结，炉中真空度小于5pa，升温到1600℃保温15min，升温速率100℃/min，随后冷却至室温取出烧结的陶瓷块体，破碎后在玛瑙研钵中人手研磨，得到碳化物陶瓷粉体。

所制备的陶瓷粉体呈现出hfc、sic、c的衍射峰，说明该粉体是这三种物质的混合物，si元素不能与hf等元素形成固溶体，陶瓷粉体不能形成单一相碳化物。