专利名称：一种织构化硼化物基超高温陶瓷材料及其制备方法
技术领域：
本发明涉及一种织构化硼化物基超高温陶瓷材料及其制备方法，具体说，是涉及一种具有各向异性晶粒形貌的织构化硼化物基超高温陶瓷材料及其制备方法，属于硼化物基陶瓷材料技术领域。
背景技术：
超高温陶瓷是指那些在1800°C以上和反应气氛中可以使用，并具有优良的高温抗氧化性和抗热震性的过渡金属硼化物、碳化物和氮化物材料。过渡金属硼化物MB2 (M = Ti，Zr，Hf)由于具有高熔点(> 3000°C )、高硬度和良好的热导率，目前已成为超高温陶瓷的重要候选材料，有望作为工业领域中高温耐热部件使用(J. Am. Ceram. Soc.，90[5] 1347 1364,2007) o但单相硼化物陶瓷难以致密化，同时在高温下(> 1100°C)的抗氧化能力较差。研究表明通过添加二硅化钥(MoSi2)等硅化物可以促进硼化物陶瓷的致密化，同时也可以显著改善其高温抗氧化性能(J. Am. Ceram. Soc.，89 [7] 2320 2322,2006)。因此，硼化物-硅化物基材料成为了超高温陶瓷的研究热点。为提高硼化物基陶瓷材料的性能，目前大多数的研究集中在材料的组分设计上，即通过选择不同的添加剂来改变材料的组分以改善材料的性能。与组分设计不同，采用微结构调控的手段，制备晶粒具有一定取向的织构化陶瓷，设计材料显微结构是改善其性能的另一有效途径。晶粒的定向排列不仅可以防止材料中一些缺陷的形成，增加形成裂纹桥连和裂纹偏转的可能性，从而在垂直于晶粒排列的方向提高材料的力学性能；而且还能利用材料性能的各向异性实现材料在某些方向性能的最优化(J. Am. Ceram. Soc.,81[3]713 716，1998)。目前有关硼化物基陶瓷织构化报道中，采用的是强磁场方法，这种方法是在陶瓷还体的成型固化过程中，利用磁场使陶瓷颗粒定向排列(Scripta Mater.，60[8]615 618,2009)。虽然硼化物陶瓷为六方晶系，但采用强磁场制备的硼化物陶瓷，其在微观形貌上仍为等轴晶粒，且其力学性能较未织构陶瓷并没有明显提高。
发明内容
本发明为了解决现有技术中硼化物基陶瓷力学性能不高的难题，提供一种具有各向异性晶粒形貌的织构化硼化物基超高温陶瓷材料及其制备方法，以填补现有技术的空白。本发明提供的一种织构化硼化物基超高温陶瓷材料，是一种硼化物-硅化物基复合材料，由IVB族金属，硼，硅和过渡金属为原料制成，且复合材料的显微结构中存在各向异性生长且定向排列的硼化物晶粒。作为优选方案，所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料，是由IVB族金属，硼，硅和过渡金属按摩尔比为I : 2 (0.10 I. 00) (0.05 0.50)为原料制成。所述的IVB族金属优选为Ti、Zr或Hf，所述的过渡金属优选为Mo、W、V、Ta或Ni。
所述的硼化物晶粒为板状。所述的板状硼化物晶粒的直径为2 10 ii m,厚度为0. 2 I. 2 ii m,长径比为5 20。本发明所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，包括如下步骤a)将IVB族金属单质、无定形硼粉、硅粉与过渡金属混合，球磨，干燥，得到混合粉体；b)将上步制得的混合粉体置于模具中，在真空或惰性气氛中进行反应热压烧结；c)将上述热压烧结后的物质再置于热锻模具中，在真空或惰性气氛中进行热锻。作为优选方案，步骤a)中的IVB族金属单质为纯度大于98%、粒径为0. 5 80 iim的Ti、Zr或Hf粉体；无定形硼粉为纯度大于95%，粒径为0. I IOiim的粉体；硅粉为纯度大于98%，粒径为0. 5 100 ii m的粉体；过渡金属为纯度大于98%、粒径为0. 5 100 y m的Mo、W、V、Ta或Ni粉体；且IVB族金属单质与无定形硼粉，硅粉及过渡金属的摩尔比为1:2: (0. 10 I. 00) (0. 05 0. 50)。步骤a)中的球磨介质为丙酮，磨球为ZrO2,转速为100 600转/分钟。步骤a)中的干燥温度为50 100°C。步骤b)中的模具为内壁表面涂覆BN的石墨模具。步骤b)中的热压烧结温度为1600 2000°C，压力为5 50MPa。步骤c)中的热锻模具为石墨模具，且模具的长X宽尺寸大于样品的长X宽尺寸。热锻模具的长X宽尺寸=2aX2bmm2，其中a和b为样品的长和宽的尺寸。步骤c)中的热锻温度为1600 2000°C，压力为10 lOOMPa。步骤c)中的热锻采用双向压缩热锻模式或单向压缩热锻模式。步骤c)中的热锻压力采用一次加压或多次加压方式。所述的多次加压方式是指当温度上升到热锻温度后，首先加一定的压力，随着样品的变形和受压力面积的增大，再加大压力，样品继续变形，压力继续增加，如此反复，直至样品变形速率趋近于零。所述的惰性气氛为氩气气氛。本发明采用IVB族金属单质(Ti，Zr, Hf)粉体，无定形硼粉，硅粉以及其它过渡金属(Mo，W，V，Ta，Ni等)粉体为原料，首先通过反应热压烧结制备具有各向异性晶粒微观形貌的致密化硼化物基陶瓷，然后通过热锻的方法对反应热压烧结后的陶瓷进行微结构调控，使各向异性生长的晶粒实现定向排列，从而获得具有各向异性晶粒形貌的织构化硼化物基超高温陶瓷材料。本发明制备的具有各向异性晶粒形貌的织构化硼化物基超高温陶瓷材料为发挥超高温陶瓷的实际应用，实现材料性能的提高以及在某些方向的最优化提供了一种可能。与现有技术相比，本发明具有如下有益效果、
I、通过本发明方法制备所得的织构化硼化物基超高温陶瓷材料相对密度大于98 % ；显微结构中存在各向异性生长且定向排列的硼化物晶粒，具有较高的织构化程度，材料的Lotgering取向因子f (001)可高达0. 91 ；2、通过本发明方法制备所得的织构化硼化物基超高温陶瓷材料其力学性能，抗氧化性能，热导性能以及其它各项性能皆表现出明显的各向异性洞时，由于各向异性晶粒的增强效应，该陶瓷在垂直热锻压力的方向上各项性能较微结构调控前样品的性能有较大幅度提闻。
图I是本发明制备方法中涉及的两种热锻模式示意图。图2是经过本发明微结构调控前后样品垂直热压表面的X射线衍射图(a)是ZrB2的JCPDS卡片34-0423 ； (b)是经过本发明制备的样品微结构调控前垂直热压表面的X射线衍射图；(c)是经过本发明制备的样品微结构调控后垂直热压表面的X射线衍射图。可以看出，微结构调控后样品的Lotgering取向因子较微结构调控前有较大幅度的提高。图3是经过本发明微结构调控前后样品的抛光面和断口形貌比较(a)是微结构调控前样品抛光面SEM照片；(b)是微结构调控后样品抛光面SEM照片；(c)是微结构调控前样品断口 SEM照片；(d)是微结构调控后样品断口 SEM照片。可以看出，通过微结构调控后的织构化样品中，硼化物板晶的排列较为规则，形成一定的织构取向。具体实施方法下面结合实施例对本发明做进一步详细、完整地说明，但并不限制本发明的内容。实施例I为制备ZrB2-5mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Mo粉
2.399克以及Si粉I. 404克。以丙酮为溶剂，以560转/分钟的速度，用ZrO2球行星球磨8小时，所得浆料通过旋转蒸发烘干后得到混合均匀的粉料。将混合均匀的粉体放在内壁表面涂覆BN的石墨模具(37mmX30mm)中，在真空中进行反应热压烧结烧结时升温速率为10°c /min，升温至1550°C并保温30分钟，然后施加20MPa压力，同时以10°C /分钟的升温速度将温度升至1800°C并保温I小时。将反应热压烧结制备的样品切割后(切割前为40mmX30mmX9. 8mm,切割后为20mmX 15mmX9. 8mm),再置于石墨模具(40mmX30mm)中进行热锻以10 °C /分钟的升温速度升温至1550°C并保温30分钟，然后再以10°C /分钟的升温速度升温至1800°C，施加60MPa压力，并保温I小时。热锻后样品的相对密度为98.4%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 09 (热锻前)和0. 50 (双向压缩热锻)、0. 52 (单向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，555MPa ;平行热锻方向，495MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，785MPa ;平行热锻方向，622MPa。单向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，703MPa ;平行热锻方向，625MPa。实施例2为制备ZrB2-19mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为98. 9%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 12(热锻前)和0.59(双向压缩热锻)、0. 64(单向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，595MPa ;平行热锻方向，531MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，845MPa ;平行热锻方向，691MPa。单向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，734MPa ;平行热锻方向，682MPa。实施例3为制备ZrB2-50mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉23. 985克以及Si粉14. 043克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99. 5%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 16 (热锻前)和0. 70 (双向压缩热锻)、0. 73 (单向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，520MPa ;平行热锻方向，467MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，789MPa ;平行热锻方向，659MPa。单向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热 锻方向，680MPa ;平行热锻方向，607MPa。实施例4为制备2池2-511101%1312复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，W粉
4.596克以及Si粉I. 404克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为98. 5%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 10(热锻前)和0.56(双向压缩热锻)、0. 60 (单向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，560MPa ;平行热锻方向，508MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，812MPa ;平行热锻方向，640MPa。单向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，720MPa ;平行热锻方向，632MPa。实施例5为制备ZrB2-50mol% WSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10.811克，W粉45. 960克以及Si粉14. 043克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99. 2%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 14 (热锻前)和0. 61 (双向压缩热锻)、0. 68 (单向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，58IMPa ;平行热锻方向，546MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，905MPa ;平行热锻方向，715MPa。单向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，730MPa ;平行热锻方向，693MPa。实施例6为制备ZrB2-20mol% VSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10.811克，V粉
5.094克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99.0%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 11 (热锻前)和0. 70 (双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，589MPa ;平行热锻方向，534MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，786MPa ；平行热锻方向，62 IMPa。实施例7
为制备ZrB2-20mol% TaSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Ta粉18. 095克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99. 5%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 17 (热锻前)和0. 63 (双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，525MPa ;平行热锻方向，499MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，734MPa ；平行热锻方向，605MPa。实施例8为制备ZrB2-20mol % NiSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克，Ni粉
5.869克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为98. 1%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 11 (热锻前)和0. 51 (双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，625MPa ;平行热锻方向，608MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，925MPa ；平行热锻方向，80 IMPa。实施例9为制备TiB2-20mol% MoSi2复相陶瓷，称量Ti粉23. 934克，B粉10. 811克,Mo粉9. 594克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99. 1%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 13 (热锻前)和0. 61 (双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，556MPa ;平行热锻方向，520MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，803MPa ；平行热锻方向，656MPa。实施例10为制备TiB2-20mol % WSi2复相陶瓷，称量Ti粉23. 934克，B粉10. 811克，W粉18. 384克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为99.0%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0.15(热锻前)和0. 64 (双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，585MPa ;平行热锻方向，546MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，871MPa ；平行热锻方向，680MPa。实施例11为制备HfB2-20mol% MoSi2复相陶瓷，称量Hf粉89. 245克，B粉10. 811克,Mo粉9. 594克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为98. 3%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 15(热锻前)和0. 57(双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，6IOMPa ;平行热锻方向，592MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，889MPa ；平行热锻方向，75 IMPa。
实施例12为制备HfB2-20mol % WSi2复相陶瓷，称量Hf粉89. 245克，B粉10. 811克，W粉
18.384克以及Si粉5. 617克。按照与实施例I相同的方法制备粉体、反应热压烧结并热锻。热锻后样品的相对密度为98. 9%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 17(热锻前)和0. 58(双向压缩热锻)。热锻前样品的弯曲强度垂直热锻方向，603MPa ;平行热锻方向，581MPa。双向压缩热锻后样品的弯曲强度垂直热锻方向，852MPa ；平行热锻方向，746MPa。实施例13
为制备ZrB2-19mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。以丙酮为溶剂，以560转/分钟的速度，用ZrO2球行星球磨8小时，所得浆料通过旋转蒸发烘干后得到混合均匀的粉料。将混合均匀的粉体放在内壁表面涂覆BN的石墨模具(37mmX30mm)中，在氩气气氛中进行反应热压烧结烧结时升温速率为10°c /min，升温至1550°C并保温30分钟；保温结束时，施加20MPa压力；再以10°C /分钟的升温速度升温至1800°C并保温I小时。将反应热压烧结制备的样品切割后(切割前为37mmX30mmX9.8mm，切割后为9mmX9mmX9mm),再置于热压炉石墨模具(30mmX30mm)中进行热锻以10°C /分钟的升温速度升温至1550°C并保温30分钟；保温结束时，再以10°C /分钟的升温速度升温至18000C ;升温结束后，施加60MPa压力，并保温I小时。热锻后样品的相对密度为99.0%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 12 (热锻前)和0. 607 (双向压缩热锻)。实施例14为制备ZrB2-19mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉
9.114克以及Si粉5. 336克。按照与实施例13相同的方法制备粉体、反应热压烧结并切割。但在热锻过程中，当温度升温至1800°C时，施加60MPa压力，保温0. 5小时；之后，根据实施例13中所得热锻样品的实际尺寸施加相应的60MPa压力，再保温0. 5小时。热锻后样品的相对密度为98. 8%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 12 (热锻前)和0. 803 (双向压缩热锻)。实施例15为制备ZrB2-19moI % MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉
9.114克以及Si粉5. 336克。按照与实施例13相同的方法制备粉体、反应热压烧结并切割。但在热锻过程中，当温度升温至1800°C时，施加60MPa压力，保温1/3小时；之后，根据实施例13中所得热锻样品的实际尺寸施加相应的60MPa压力，保温1/3小时(此时为实施例14中样品状态)；再根据实施例14中所得热锻样品的实际尺寸再施加相应的60MPa压力，保温1/3小时。热锻后样品的相对密度为99.0%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001)分别为0. 12 (热锻前)和0. 857 (双向压缩热锻)。
实施例16为制备ZrB2-19mol% MoSi2复相陶瓷，称量Zr粉45. 612克，B粉10. 811克,Mo粉9. 114克以及Si粉5. 336克。按照与实施例13相同的方法制备粉体、反应热压烧结并切割。但在热锻过程中，当温度升温至1800°C时，施加60MPa压力，保温1/4小时；之后，根据实施例13中所得热锻样品的实际尺寸施加相应的60MPa压力，保温1/4小时(此时为实施例14中样品状态)；再根据实施例14中所得热锻样品的实际尺寸再施加相应的60MPa压力，保温1/4小时(此时为实施例15中样品状态)；再根据实施例15中所得热锻样品的实际尺寸再施加相应的60MPa压力，保温1/4小时。热锻后样品的相对密度为99. 2%。热锻前后样品的Lotgering取向因子f (001) 分别为0. 12 (热锻前)和0. 912 (双向压缩热锻)。
权利要求
1.一种织构化硼化物基超高温陶瓷材料，其特征在于是一种硼化物-硅化物基复合材料，由IVB族金属，硼，硅和过渡金属为原料制成，且复合材料的显微结构中存在各向异性生长且定向排列的硼化物晶粒。
2.根据权利要求I所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料，其特征在于所述的陶瓷材料是由IVB族金属，硼，硅和过渡金属按摩尔比为I : 2 (0.10 I. 00) (0.05 0.50)为原料制成。
3.根据权利要求I或2所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料，其特征在于所述的IVB族金属为Ti、Zr或Hf，所述的过渡金属为Mo、W、V、Ta或Ni。
4.根据权利要求I所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料，其特征在于所述的硼化物晶粒为板状。
5.根据权利要求4所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料，其特征在于板状硼化物 晶粒的直径为2 lOiim，厚度为0. 2 I. 2iim，长径比为5 20。
6.一种权利要求I所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤 a)将IVB族金属单质、无定形硼粉、硅粉与过渡金属混合，球磨，干燥，得到混合粉体； b)将上步制得的混合粉体置于模具中，在真空或惰性气氛中进行反应热压烧结； c)将上述热压烧结后的物质再置于热锻模具中，在真空或惰性气氛中进行热锻。
7.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤a)中的IVB族金属单质为纯度大于98%、粒径为0. 5 80 ii m的Ti、Zr或Hf粉体；无定形硼粉为纯度大于95%，粒径为0. I IOiim的粉体；硅粉为纯度大于98%，粒径为0.5 100 ii m的粉体；过渡金属为纯度大于98%、粒径为0. 5 100 y m的Mo、W、V、Ta或Ni粉体；且IVB族金属单质与无定形硼粉，硅粉及过渡金属的摩尔比为I : 2 : (0.10 1.00) (0. 05 0. 50)。
8.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤a)中的球磨介质为丙酮,磨球为ZrO2,转速为100 600转/分钟。
9.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤a)中的干燥温度为50 100°C。
10.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤b)中的模具为内壁表面涂覆BN的石墨模具。
11.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤b)中的热压烧结温度为1600 2000°C，压力为5 50MPa。
12.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤c)中的热锻模具为石墨模具，且模具的长X宽尺寸大于样品的长X宽尺寸。
13.根据权利要求12所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于模具的长X宽尺寸=2aX2b mm2，其中a和b为样品的长和宽的尺寸。
14.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤c)中的热锻温度为1600 2000°C，压力为10 lOOMPa。
15.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤c)中的热锻采用双向压缩热锻模式或单向压缩热锻模式。
16.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于步骤c)中的热锻压力采用一次加压或多次加压方式。
17.根据权利要求16所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于所述的多次加压方式是指当温度上升到热锻温度后，首先加一定的压力，随着样品的变形和受压力面积的增大，再加大压力，样品继续变形，压力继续增加，如此反复，直至样品变形速率趋近于零。
18.根据权利要求6所述的织构化硼化物基超高温陶瓷材料的制备方法，其特征在于所述的惰性气氛为氩气气氛。
全文摘要
本发明公开了一种织构化硼化物基超高温陶瓷材料及其制备方法。所述陶瓷材料是一种硼化物-硅化物基复合材料，由IVB族金属，硼，硅和过渡金属为原料制成，且复合材料的显微结构中存在各向异性生长且定向排列的硼化物晶粒。该陶瓷材料的制备是先通过反应热压烧结制得具有各向异性晶粒微观形貌的致密化硼化物基陶瓷，然后通过热锻的方法对反应热压烧结后的陶瓷进行微结构调控，使各向异性生长的晶粒实现定向排列，从而获得具有各向异性晶粒形貌的织构化硼化物基超高温陶瓷材料。本发明得到的陶瓷材料的相对密度大于98％，Lotgering取向因子f(00l)可高达0.91，抗氧化性能、热导性能以及其它各项性能皆表现出明显的各向异性。
文档编号C04B35/58GK102731096SQ20111009336
公开日2012年10月17日 申请日期2011年4月14日 优先权日2011年4月14日
发明者刘海涛, 张国军, 阚艳梅 申请人:中国科学院上海硅酸盐研究所