无压烧结硼化锆基ZrB_2_SiC复相陶瓷的结构与性能

一种zrb2-sic-cf超高温陶瓷复合材料及其制备方法
ZrB2-SiC-Cf超高温陶瓷复合材料是由ZrB2、SiC和Cf（碳纤维）三种材料组成的复合材料，具有优异的高温性能和机械性能。

该复合材料的制备方法如下：
1. 准备ZrB2、SiC和碳纤维（Cf）粉末。

ZrB2和SiC粉末可以通过化学气相沉积（CVD）或者机械合成等方法制备，碳纤维可以通过碳化处理的有机纤维制备得到。

2. 将ZrB2、SiC和碳纤维粉末按一定比例混合均匀。

可以通过磨混或者球磨等方法进行混合。

3. 将混合粉末放入热压模具中，在惰性气氛下进行热压成形。

热压过程中，热压温度一般在1800-2200℃，热压时间一般为1-2小时，热压压力一般在20-30 MPa。

4. 将热压成形后的坯体进行热处理。

热处理温度一般在1500-1800℃，热处理时间一般为1-2小时。

5. 最后，对热处理后的材料进行抛光和磨削等表面处理，以得到光滑的复合材料。

通过上述制备方法，可以得到ZrB2-SiC-Cf超高温陶瓷复合材料，该材料具有良好的高温抗氧化性能、较高的机械强度和热冲击性能，适用于高温环境下的结构和功能材料应用。

《孔隙率及应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为影响研究》篇一一、引言在先进的高温技术中，陶瓷材料由于其高熔点、出色的高温稳定性和优越的力学性能而显得至关重要。

ZrB2-SiC陶瓷作为其中一种典型的代表，被广泛应用于航空发动机、导弹等领域。

其氧化行为对材料的长期性能和使用寿命有着重大影响。

本篇论文旨在探讨孔隙率及应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响，以期为该类陶瓷的优化设计和应用提供理论依据。

二、材料与方法1. 材料制备本研究所用ZrB2-SiC陶瓷的制备方法采用传统的高温固相反应法，具体包括原材料的选配、混合、压制、烧结等步骤。

2. 测试方法利用扫描电子显微镜（SEM）对样品进行形貌分析，同时使用X射线衍射仪（XRD）分析材料的物相组成。

孔隙率的测量通过阿基米德排水法进行，而应力测量则采用X射线应力测定仪。

在氧化实验中，我们采用了热重分析法和动态氧化的方法。

三、孔隙率对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响1. 孔隙率与氧化速率的关系实验结果表明，随着孔隙率的增加，ZrB2-SiC陶瓷的氧化速率显著提高。

这是由于孔隙的增加为氧气的扩散提供了更多的通道，从而加速了氧化过程。

2. 孔隙率对氧化产物的影响孔隙率的增加也影响了氧化产物的分布和形态。

高孔隙率的样品在氧化过程中形成了更多的氧化物颗粒，且这些颗粒在基体中的分布更为密集。

这些氧化物颗粒可以有效地阻碍氧气的进一步扩散，从而减缓了氧化过程的进行。

四、应力对ZrB2-SiC陶瓷氧化行为的影响1. 应力与氧化速率的关系应力对ZrB2-SiC陶瓷的氧化行为也有显著影响。

在相同的氧化条件下，存在应力的样品其氧化速率明显高于无应力的样品。

这是由于应力场的作用使得材料中的缺陷和裂纹增多，为氧气的扩散提供了更多的通道。

2. 应力对材料微观结构的影响应力还会导致ZrB2-SiC陶瓷的微观结构发生变化，如晶粒的破碎、相的转变等。

这些变化都会影响材料的性能和氧化行为。

五、结论本研究通过实验发现，孔隙率和应力对ZrB2-SiC陶瓷的氧化行为有着显著的影响。

ZrB2–ZrO2陶瓷的抗热震和抗氧化性能宋建荣，李俊国，沈强，宋杰光，张联盟(武汉理工大学，材料复合新技术国家重点实验室，武汉 430070)摘要：通过沉淀法制备了纳米ZrO2包覆ZrB2颗粒的ZrB2–ZrO2复合粉体，采用放电等离子烧结技术，在30MPa，1900℃保温10min烧结得到ZrB2–ZrO2复相陶瓷。

研究了ZrO2含量对复相陶瓷抗热震和抗氧化性能的影响。

将ZrB2–ZrO2复相陶瓷在1000℃保温5min，然后急冷进行循环热震评价，对其在1200℃空气环境下进行抗氧化性能的评价。

结果表明：随着ZrO2含量的增加，抗热震性能明显提高，抗氧化性能得到明显改善，氧化质量增加迅速下降。

材料的氧化过程分为2个阶段：第一阶段形成氧化层，氧化质量增加明显；第二阶段由于氧化层的存在，氧化质量增加速率减缓。

ZrB2–ZrO2复相陶瓷的表面氧化层较纯ZrB2陶瓷表面氧化层致密且结合强度大。

关键词：硼化锆；氧化锆；包覆；放电等离子烧结；抗热震；抗氧化中图分类号：TQ174 文献标识码：A 文章编号：0454–5648(2008)05–0663–05THERMAL SHOCK AND OXIDATION RESISTANCES OF ZrB2–ZrO2 CERAMICSSONG Jianrong，LI Junguo，SHEN Qiang，SONG Jieguang，ZHANG Lianmeng(State Key Laboratory of Advanced Technology for Materials Synthesis and Processing,Wuhan University of Technology, Wuhan 430070, China)Abstract: A ZrB2–ZrO2 composite powder was prepared by deposition ZrO2 method on a ZrB2 particle surface, and then ZrB2–ZrO2 ceramic material was prepared by spark plasma sintering at 1900, 30℃MPa for 10min. The thermal shock and oxidation resistance properties of ZrB2–ZrO2 ceramics were investigated. The thermal shock property of ZrB2–ZrO2 ceramics was determined by a circu-lation method of heating at 1000 for 5℃min and cooling to room temperature in air. The oxidation resistance property of ZrB2–ZrO2 ceramic was determined by measuring the mass increase after heat treatment in air at 1200 for 10℃min per cycle. The results show that the thermal shock and oxidation resistance properties of ZrB2–ZrO2 composite ceramics were better than those of pure ZrB2 ceramics. During the oxidation process of this material, first the oxidation layer is formed, and then it can diminish further oxidation. The oxidation layer on the surface of ZrB2–ZrO2 composite ceramics is more densification and has larger binding strength than that of pure ZrB2 ceramics.Key words: zirconium boride; zirconia; coating; spark plasma sintering; thermal shock; oxidation resistanceZrB2材料是目前新材料领域重点研究和开发的一种新型高温结构材料，由于具有熔点高、硬度高、导电性好等优点而成为理想的航空航天(飞机鼻锥帽和机翼前缘的热防护系统等)及其它工业领域的高温材料。

二硼化锆(ZrB2)粉体市场需求分析1. 引言二硼化锆(ZrB2)是一种具有优异特性的陶瓷材料，具有高的熔点、硬度和热导率，因此在多个工业领域有广泛的应用潜力。

本文将对二硼化锆(ZrB2)粉体市场的需求进行分析，以帮助相关企业了解和把握市场动态。

2. 二硼化锆(ZrB2)粉体的特性二硼化锆(ZrB2)粉体具有以下特性： - 高熔点：二硼化锆(ZrB2)的熔点约为3246°C，能够在高温环境下保持稳定性； - 高硬度：二硼化锆(ZrB2)的硬度约为20-25 GPa，比大多数金属和陶瓷材料都要硬； - 优异的热导率：二硼化锆(ZrB2)的热导率约为170-200 W/(m·K)，是铝和钢的两倍以上。

3. 二硼化锆(ZrB2)粉体的应用领域由于二硼化锆(ZrB2)粉体具有出色的特性，其在多个领域有广泛的应用需求。

3.1 陶瓷制品二硼化锆(ZrB2)粉体可用于制造各种陶瓷制品，如高温工具和耐火材料。

由于其高熔点和硬度，能够在高温环境下保持稳定性和耐久性，因此在炉具、烘烤器具和高温容器等领域有广泛的应用。

3.2 涂层材料由于二硼化锆(ZrB2)粉体具有高硬度和热导率，可用于制造耐磨、防腐和高温涂层材料。

这些涂层常用于航空航天、汽车和切削工具等领域，以提供表面保护和增强材料性能。

3.3 电子设备二硼化锆(ZrB2)粉体在电子设备中的应用主要体现在导热材料方面。

由于其优异的热导率，可用于制造高效散热器和热沉，以在高功率电子设备中保持温度稳定性。

3.4 耐火纤维二硼化锆(ZrB2)粉体可用于制造耐火纤维，用于高温环境下的保温和隔热。

这些纤维在航空航天、冶金和石化等领域有广泛的应用需求。

4. 二硼化锆(ZrB2)粉体市场前景二硼化锆(ZrB2)粉体市场具有良好的前景。

随着各行业对高温、耐磨和导热材料需求的增加，二硼化锆(ZrB2)粉体作为一种有潜力替代传统材料的新型材料，将逐渐获得更多应用和市场份额。

第４２卷第４期２０２３年８月沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＶｏｌ ４２Ｎｏ ４Ａｕｇ ２０２３收稿日期:２０２３－０１－１４基金项目:国家自然科学基金项目(５１７７２０４８)ꎻ辽宁省教育厅基本科研项目(ＬＪＫＭＺ２０２２０５９０)ꎻ辽宁省博士科研启动基金计划项目(２０１９－ＢＳ－２０３)作者简介:庞德才(１９９６ )ꎬ男ꎬ硕士研究生ꎮ通信作者:赵菁(１９８４ )ꎬ女ꎬ讲师ꎬ研究方向为陶瓷材料ꎮ文章编号:１００３－１２５１(２０２３)０４－００５６－０６无压烧结ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料组织与性能的研究庞德才１ꎬ赵㊀菁２ꎬ陈㊀涛１ꎬ宋海林１ꎬ茹红强１(１.东北大学材料科学与工程学院ꎬ沈阳１１０８１９ꎻ２.沈阳理工大学材料科学与工程学院ꎬ沈阳１１０１５９)摘㊀要:以ＴｉＢ２为基体㊁ＳｉＣ为主要添加相㊁Ｂ４Ｃ和纳米炭黑为烧结助剂ꎬ采用无压烧结方法制备ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎬ研究ＳｉＣ添加量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料的显微组织㊁力学性能及体积电阻率的影响ꎮ结果表明:随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的晶粒尺寸逐渐减小ꎬ开口气孔率逐渐降低ꎬ抗折强度㊁断裂韧性及维氏硬度均呈现上升趋势ꎻ当ＳｉＣ的质量分数为２０％时ꎬ复合材料的力学性能最佳ꎬ此时其抗折强度㊁断裂韧性和维氏硬度分别为１８９.５ＭＰａ㊁４.１９ＭＰａ ｍ１/２和１５.８ＧＰａꎻ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的体积电阻率增大ꎬ导电性能有所降低ꎮ关㊀键㊀词:ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎻ无压烧结ꎻ显微组织ꎻ力学性能ꎻ体积电阻率中图分类号:ＴＭ２８５文献标志码:ＡＤＯＩ:１０.３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１００３－１２５１.２０２３.０４.００９ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＳｉＣ/ＴｉＢ２ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＦａｂｒｉｃａｔｅｄｖｉａＰｒｅｓｓｕｒｅｌｅｓｓＳｉｎｔｅｒｉｎｇＰＡＮＧＤｅｃａｉ１ꎬＺＨＡＯＪｉｎｇ２ꎬＣＨＥＮＴａｏ１ꎬＳＯＮＧＨａｉｌｉｎ１ꎬＲＵＨｏｎｇｑｉａｎｇ１(１.ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇꎬＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９ꎬＣｈｉｎａꎻ２.ＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１０１５９ꎬＣｈｉｎａ)Ａｂｓｔｒａｃｔ:ＴｈｅＳｉＣ/ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｒｅｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｐｒｅｓｓｕｒｅｌｅｓｓｓｉｎｔｅｒｉｎｇｍｅｔｈｏｄｗｉｔｈＴｉＢ２ａｓｍａｔｒｉｘꎬＳｉＣａｓａｄｄｉｔｉｖｅｐｈａｓｅａｎｄＢ４Ｃａｎｄｎａｎｏｃａｒｂｏｎｂｌａｃｋａｓｓｉｎｔｅｒｉｎｇａｉｄｓ.ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆＳｉＣａｄｄｉｔｉｏｎｓｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓꎬｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｖｏｌｕｍｅｒｅｓｉｓｔｉｖｉｔｙｏｆＳｉＣ/ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ.ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔꎬｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆＳｉＣａｄｄｉ￣ｔｉｏｎｓꎬｔｈｅｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｏｐｅｎｐｏｒｏｓｉｔｙｄｅｃｒｅａｓｅꎬｗｈｉｌｅｔｈｅｆｌｅｘｕｒａｌｓｔｒｅｎｇｔｈꎬｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈ￣ｎｅｓｓａｎｄＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｓｈｏｗａｎｕｐｗａｒｄｔｒｅｎｄ.ＴｈｅｏｐｔｉｍｕｍｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｒｅｏｂｔａｉｎｅｄｗｈｅｎＳｉＣｉｓａｄｄｅｄａｔ２０％ｍａｓｓｐｅｒｃｅｎｔａｇｅꎬｗｈｅｒｅｔｈｅｆｌｅｘｕｒａｌｓｔｒｅｎｇｔｈꎬｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓａｎｄｈａｒｄｎｅｓｓａｒｅ１８９.５ＭＰａꎬ４.１９ＭＰａ ｍ１/２ａｎｄ１５.８ＧＰａꎬｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ.ＴｈｅｖｏｌｕｍｅｒｅｓｉｓｔｉｖｉｔｙｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆＳｉＣａｄｄｉ￣ｔｉｏｎｓꎬｗｈｉｃｈｉｎｄｉｃａｔｅｓｔｈａｔｉｔｓｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｄｅｃｒｅａｓｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ＳｉＣ/ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓꎻｐｒｅｓｓｕｒｅｌｅｓｓｓｉｎｔｅｒｉｎｇꎻｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓꎻｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐ￣ｅｒｔｉｅｓꎻｖｏｌｕｍｅｒｅｓｉｓｔｉｖｉｔｙ㊀㊀二硼化钛(ＴｉＢ２)是一种极具代表性的硼化物材料ꎬ属于ＡｌＢ２类过渡族金属硼化物ꎬ是硼元素和钛元素最稳定的化合物ꎮＴｉＢ２具有化学稳定性良好㊁抗氧化性能优异㊁热膨胀系数较低㊁耐磨性能突出和硬度高等优点[１－３]ꎬ在切削工具㊁装甲材料以及耐磨部件等领域得到了广泛应用ꎬ并常用作金属材料中的添加相以提高硬度和耐磨性[４－６]ꎻＴｉＢ２同时具有离子键与共价键ꎬ具备与纯金属相当的导电性(电阻率在１０－７数量级)ꎬ是一种理想的导电材料ꎬ常被用作精炼铝过程中的惰性阴极材料ꎮ但由于ＴｉＢ２含有强共价键ꎬ自扩散系数低ꎬ导致其难以烧结致密化ꎬ限制了其实际应用ꎮ因此ꎬ为得到高致密度的ＴｉＢ２陶瓷材料ꎬ通常采用热压烧结和放电等离子烧结等方式[７－９]ꎮＯｇｕｎｔｕｙｉ等[１０]采用放电等离子烧结法制备出Ｓｉ３Ｎ４为添加剂的ＴｉＢ２￣ＳｉＣ材料ꎬ其相对密度达到９９.４％ꎬ断裂韧性达到４.６３ＭＰａ ｍ１/２ꎬ有效改善了ＴｉＢ２材料的机械性能ꎮＬｉｕ等[１１]采用放电等离子烧结法制备出相对密度为９７.３％的ＴｉＢ２￣ＳｉＣ材料ꎬ并研究了烧结温度对复合材料力学性能和颗粒尺寸的影响ꎬ结果表明ꎬ烧结温度由１７００ħ升高到１８００ħ过程中ꎬＴｉＢ２颗粒明显长大ꎬ且当烧结温度达到１８００ħ时ꎬ由于ＴｉＢ２颗粒的异常长大ꎬ使复合材料的断裂韧性由５.１６ＭＰａ ｍ１/２下降到４.５９ＭＰａ ｍ１/２ꎮＫｏｖａｌ㊅ｃíｋｏｖá等[１２]采用热压烧结方法在２１００ħ制备出ＴｉＢ２￣ＳｉＣ￣ＧＮＰｓ复合材料ꎬ并研究了石墨烯微片(ＧＮＰｓ)添加量对复合材料力学性能的影响ꎬ结果表明ꎬ添加ＧＮＰｓ可以显著提高复合材料的抗折强度和断裂韧性ꎬ但会降低复合材料的硬度ꎮ热压烧结和放电等离子烧结虽然能制备出致密度较高的ＴｉＢ２陶瓷材料ꎬ但成本较高且难以制备复杂形状的制品ꎬ工业化生产受到了限制ꎮ相比之下ꎬ无压烧结成本较低ꎬ可以制备复杂形状的制品且工艺简单ꎬ适用于大规模工业化生产ꎮ无压烧结ＴｉＢ２陶瓷材料通常需要极高的温度(高于２０００ħ)[２]ꎬ且由于烧结温度过高ꎬＴｉＢ２粉体表面常存在一层氧化层(ＴｉＯ２与Ｂ２Ｏ３)[１３]ꎬ阻碍烧结过程中物质的扩散并造成晶粒的异常长大ꎬ导致制品力学性能较低ꎮ为降低无压烧结ＴｉＢ２陶瓷材料的烧结温度并提高其力学性能ꎬ通常在ＴｉＢ２基体中添加第二相ꎬ常用的添加相有ＳｉＣ[１４－１５]㊁ＴｉＣ[１６]㊁Ｂ４Ｃ[１７]㊁ＡｌＮ[１８]㊁ＷＣ[１９]等陶瓷材料和Ｆｅ㊁Ｎｉ等金属材料[２０]ꎮ其中ꎬＳｉＣ中Ｓｉ原子与Ｃ原子以稳定的共价键结合ꎬ使其具有强度高㊁热稳定性好㊁化学性质稳定和抗氧化性好等特点[２１]ꎬ且其热膨胀系数与ＴｉＢ２接近ꎬ以ＳｉＣ作为添加相ꎬ可以制备出具备高导电性㊁高耐磨性和高机械性能的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎮ本文通过无压烧结制备高致密度ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎬ添加ＳｉＣ抑制ＴｉＢ２颗粒异常长大以提高材料的力学性能ꎬ添加Ｂ４Ｃ和纳米炭黑(Ｃ)作为烧结助剂以去除ＴｉＢ２颗粒表面氧化层ꎬ降低ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料烧结温度ꎬ并重点研究ＳｉＣ含量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料组织与性能的影响ꎮ１㊀实验部分１.１㊀实验原料α￣ＳｉＣ粉体ꎬ中值粒径(ｄ５０)为０.５μｍꎬ通化宏信研磨材料有限责任公司ꎻＴｉＢ２粉体ꎬｄ５０＝５μｍꎬ山东鹏程陶瓷新材料科技有限公司ꎻＢ４Ｃ粉体ꎬｄ５０＝０.５μｍꎬ纯度>９８％ꎬ牡丹江磨料二厂ꎻ纳米炭黑ꎬｄ５０＝１００ｎｍꎬ天津优盟化工科技有限公司ꎮ１.２㊀ＴｉＢ２陶瓷材料的制备与表征１.２.１㊀ＴｉＢ２陶瓷材料的制备将ＳｉＣ与ＴｉＢ２粉体按一定比例混合后ꎬ分别加入质量分数为３％的纳米炭黑㊁１.５％的Ｂ４Ｃ粉体和适量的去离子水ꎬ经球磨混合１２ｈ后烘干过筛ꎬ再进行二次造粒ꎻ在１２５ＭＰａ的压强下压制成形ꎬ并在１００ħ条件下干燥１２ｈꎻ将试样置于等离子烧结炉(ＺＧＲＹ￣５０￣２４型ꎬ锦州电炉有限责任公司)内ꎬ在氩气气氛保护下进行烧结ꎬ以３ħ/ｍｉｎ的升温速率升温至１９５０ħꎬ并保温１ｈꎬ后随炉冷却ꎮ７５第４期㊀㊀㊀庞德才等:无压烧结ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料组织与性能的研究１.２.２㊀ＴｉＢ２陶瓷材料的表征烧结后试样经打磨和抛光后进行性能测试ꎮ利用阿基米德排水法测量样品的体积密度和开口气孔率ꎻ采用维氏硬度计(４５０￣ＳＶＤ型ꎬ北京时代山峰科技有限公司)测量硬度ꎬ加载压力为１００Ｎꎬ保压时间为１５ｓꎮ采用Ｘ射线衍射仪(Ｓｍａｒｔｌａｂ￣９型ꎬ日本理学)对陶瓷材料进行物相分析ꎬ靶材为Ｃｕꎬ加速电压和电流分别为４５ｋＶ和２０ｍＡꎬ扫描角度为２０~９０ʎꎬ扫描步长为０.０３３ʎꎻ采用扫描电子显微镜(ＪＳＭ￣７００１Ｆ型ꎬ日本电子)观察样品的显微组织ꎮ采用电子万能试验机(ＣＭＴ５１０５型ꎬ日本岛津)测量样品的三点抗折强度ꎬ支点跨距为２０ｍｍꎬ加载速度为０.５ｍｍ/ｍｉｎꎻ采用单边缺口梁法测量样品的断裂韧性ꎬ支点跨距为２０ｍｍꎬ加载速度为０.０５ｍｍ/ｍｉｎꎮ采用四探针电阻率测试仪(ＧＥＳＴ￣１２４型ꎬ北京冠测精电仪器设备有限公司)测定样品的体积电阻率ꎬ探针间距为２ｍｍꎬ测试电流为１０Ａꎮ２㊀结果与讨论２.１㊀ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料物相分析不同ＳｉＣ含量(质量分数分别为０％㊁５％㊁１０％㊁１５％㊁２０％)的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料Ｘ射线衍射(ＸＲＤ)图如图１所示ꎮ图１㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ＸＲＤ图㊀㊀由图１可见:随着ＳｉＣ含量的增加ꎬＳｉＣ的衍射峰强度增加ꎻ各谱线上仅有ＳｉＣ与ＴｉＢ２两种衍射峰ꎬ没有出现明显的其他物相衍射峰ꎮ在烧结过程中ꎬ烧结助剂Ｂ４Ｃ和Ｃ会与ＴｉＢ２表面的氧化层发生反应[２２]ꎬ生成ＴｉＢ２和ＣＯ２ꎬ剩余的Ｃ会与ＳｉＣ表面的ＳｉＯ２反应生成ＳｉＣ和ＣＯ２ꎬ由于反应产物除气相外ꎬ均为基体物质和添加相ꎬ同时Ｂ４Ｃ和Ｃ的添加量较低ꎬ使得剩余烧结助剂不足以达到ＸＲＤ测试的检测限ꎬ故在ＸＲＤ图中仅显示出ＳｉＣ与ＴｉＢ２两种衍射峰ꎮ２.２㊀ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料的显微组织分析不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料扫描电镜(ＳＥＭ)图如图２所示ꎮ图２㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ＳＥＭ图㊀㊀由图２可见ꎬ对于不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎬＳｉＣ在ＴｉＢ２基体中的分布都比较均匀ꎮ当ＳｉＣ含量为０％时ꎬＴｉＢ２陶瓷材料的晶粒异常长大明显ꎬ颗粒之间结合较差且气孔较多ꎻ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的颗粒尺寸逐渐减小ꎬＳｉＣ颗粒弥散分布在ＴｉＢ２周围并逐渐联结形成网状ꎮ分布在ＴｉＢ２周围的ＳｉＣ颗粒为长棒状ꎬ这是因为当坯体中同时存在Ｃ㊁Ｂ４Ｃ和ＳｉＣ时ꎬ会诱发ＳｉＣ颗粒在轴向方向长大ꎬ所形成的棒状颗粒在合适的含量下可以有效钉扎ＴｉＢ２晶界ꎬ阻止ＴｉＢ２颗粒的异常长大ꎮ图３所示为图２(ｂ)中Ⅰ点和Ⅱ点处ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料的ＥＤＳ能谱图ꎮ由图３中元素种类及组成ꎬ并结合ＸＲＤ分析结果(图１)可知ꎬＳＥＭ图中Ⅰ点为ＴｉＢ２相ꎬⅡ点为ＳｉＣ相ꎬ进一步说明复合材料仅由两相组成ꎬ两相间没有发生化学反应ꎮ８５沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷图３㊀ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ＥＤＳ能谱图２.３㊀ＳｉＣ含量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料密度和气孔率的影响㊀㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料体积密度和开口气孔率如图４所示ꎮ图４㊀不同ＳｉＣ含量的复合材料体积密度与开口气孔率㊀㊀由图４可见:随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的体积密度先升高后降低ꎬ在ＳｉＣ含量为１５％时ꎬ复合材料的体积密度最高ꎬ为３.８０ｇ/ｃｍ３ꎻ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的开口气孔率逐渐减小ꎬ当ＳｉＣ含量为２０％时ꎬ开口气孔率最低ꎬ为０.５９％ꎮ与文献[１２]采用热压烧结的结果相比较ꎬ本文通过无压烧结方法ꎬ在１９５０ħ低温条件下制备出了致密度较高的复合材料ꎮ复合材料的密度主要与各组分的密度和含量有关[２３]ꎬ当ＳｉＣ含量较少时ꎬ其对烧结的促进作用较大ꎬ故密度随着ＳｉＣ含量的增加而增大ꎬ当ＳｉＣ含量达到１５％时ꎬ复合材料接近致密ꎬ再继续增加ＳｉＣ含量ꎬ则由于ＳｉＣ的密度低于ＴｉＢ２的密度ꎬ造成复合材料密度有所降低ꎮ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬＳｉＣ颗粒对ＴｉＢ２晶界的钉扎作用增强ꎬ有效抑制了ＴｉＢ２晶粒的异常长大ꎬ同时粒度较小的ＳｉＣ颗粒可以填充到ＴｉＢ２颗粒的空隙中ꎬ故复合陶瓷材料的气孔率逐渐下降ꎮ当ＳｉＣ含量由１５％增加到２０％时ꎬ复合材料的气孔率没有明显变化ꎬ说明当ＳｉＣ含量为１５％时ꎬＳｉＣ对ＴｉＢ２烧结的促进作用达到最大ꎬ继续增加ＳｉＣ的含量对复合材料气孔率的改善有限ꎮ２.４㊀ＳｉＣ含量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料抗折强度和断裂韧性的影响㊀㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料抗折强度和断裂韧性如图５所示ꎮ图５㊀不同ＳｉＣ含量的复合材料抗折强度和断裂韧性㊀㊀由图５可见ꎬ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的抗折强度逐渐增加ꎬ当ＳｉＣ含量为２０％时ꎬ抗折强度最高ꎬ达到１８９.５ＭＰａꎮ结合图４可知ꎬ抗折强度的变化与气孔率的变化呈负相关ꎬ这是由于气孔的存在会减少材料的承载面积ꎬ当材料受力时ꎬ其内部气孔周围会出现应力集中而产生裂纹ꎬ降低材料的抗折强度ꎮ由图５还可见ꎬ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的断裂韧性逐渐增大ꎬ当ＳｉＣ含量达到２０％时ꎬ复合材料的断裂韧性达到４.１９ＭＰａ ｍ１/２ꎮ这是由于ＳｉＣ颗粒呈长棒状ꎬ这种形状会显著改变裂纹的扩展方向ꎬ使裂纹发生偏转而消耗能量ꎻ同时９５第４期㊀㊀㊀庞德才等:无压烧结ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料组织与性能的研究由于ＳｉＣ与ＴｉＢ２的热膨胀系数不同ꎬ在烧结后冷却过程中会在ＴｉＢ２颗粒周围产生残余应力ꎬ当裂纹扩展到这些区域时ꎬ裂纹尖端的应力集中被松弛ꎬ从而达到增韧的效果ꎮ２.５㊀ＳｉＣ含量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料硬度的影响㊀㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料维氏硬度如图６所示ꎮ图６㊀不同ＳｉＣ含量的复合材料硬度㊀㊀由图６可见ꎬ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬ复合材料的维氏硬度呈上升趋势ꎬ当ＳｉＣ含量为２０％时ꎬ复合材料的维氏硬度达到最大值１５.８ＧＰａꎮＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料的硬度主要与相组成和致密度有关ꎮ由于烧结温度较高ꎬ晶界移动较快ꎬ易出现晶粒的异常长大ꎬ形成晶内孔ꎻ当不添加ＳｉＣ时ꎬＴｉＢ２颗粒的异常长大明显ꎬ且气孔率较高ꎬ材料的硬度值较低ꎻ添加ＳｉＣ后ꎬ随着ＳｉＣ含量的增加ꎬＴｉＢ２平均晶粒尺寸逐渐降低ꎬ晶粒异常长大情况得到改善ꎬ气孔率逐渐降低ꎬ复合材料维氏硬度逐渐增加ꎮ２.６㊀ＳｉＣ含量对ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料体积电阻率的影响㊀㊀不同ＳｉＣ含量的ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料体积电阻率如图７所示ꎮ由图７可见ꎬ随着ＳｉＣ含量由０％增加到２０％ꎬ复合材料的体积电阻率先缓慢上升后迅速增加ꎬ由６.３８ˑ１０－７Ω ｍ增加到６.０１ˑ１０－６Ω ｍꎮ复合陶瓷材料中ＴｉＢ２的导电性能较好ꎬ为１０－７数量级ꎬ与纯金属的导电率相当ꎬ而ＳｉＣ导电性能仅相当于半导体ꎬ故复合材料的电阻率主要由ＴｉＢ２的含量以及颗粒间的接触情况决定ꎮ在固相烧结过程中ꎬ主要通过扩散传质ꎬ由于ＴｉＢ２的共价键强图７㊀不同ＳｉＣ含量的复合材料体积电阻率度高于ＳｉＣꎬ故ＴｉＢ２的烧结温度高于ＳｉＣꎮ因此ꎬ在烧结过程中ꎬＳｉＣ首先达到烧结温度ꎬ开始扩散ꎬ晶粒长大并形成烧结颈ꎬ逐渐长成棒状结构ꎬ弥散分布于ＴｉＢ２颗粒周围ꎬ使得ＴｉＢ２颗粒间接触几率降低ꎬ导电通道数量减少ꎬ造成复合材料电阻率上升ꎮ３㊀结论以ＴｉＢ２为基体㊁ＳｉＣ为主要添加相㊁Ｂ４Ｃ和纳米炭黑为烧结助剂ꎬ采用无压烧结法制备了ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料ꎬ研究了ＳｉＣ添加量对其组织与性能的影响ꎮ主要结论如下:１)ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料主相为ＳｉＣ和ＴｉＢ２ꎻ２)随着ＳｉＣ含量的增加ꎬＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料的ＴｉＢ２晶粒尺寸逐渐减小ꎬ其开口气孔率逐渐降低ꎬ体积密度先上升后略有降低ꎬ抗折强度㊁断裂韧性㊁硬度及体积电阻率均逐渐增大ꎻ３)当ＳｉＣ含量为２０％时ꎬ复合材料的力学性能达到最佳ꎬ此时其抗折强度㊁断裂韧性㊁维氏硬度和体积电阻率分别为１８９.５ＭＰａ㊁４.１９ＭＰａ ｍ１/２㊁１５.８ＧＰａ和６.０１ˑ１０－６Ω ｍꎮ参考文献:[１]ＲＩＥＤＥＬＲ.Ｈａｎｄｂｏｏｋｏｆｃｅｒａｍｉｃｈａｒｄｍａｔｅｒｉａｌｓ[Ｍ].Ｗｅｉｎｈｅｉｍ:Ｗｉｌｅｙ￣ＶＣＨꎬ２０００.[２]ＭＵＮＲＯＲＧ.Ｍａｔｅｒｉａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｉｔａｎｉｕｍｄｉｂｏｒｉｄｅ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＲｅｓｅａｒｃｈｏｆｔｈｅＮａｔｉｏｎａｌＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＳｔａｎｄａｒｄｓａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０００ꎬ１０５(５):７０９－７２０. [３]ＤＯＲＨＭＩＫꎬＤＥＲＲＩＥＮＫꎬＨＡＤＪＥＭ￣ＨＡＭＯＵＣＨＥ０６沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷Ｚꎬｅｔａｌ.Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｕｄｙａｎｄｍｉｃｒｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｍｏｄ￣ｅｌｌｉｎｇｏｆｔｈｅｅｆｆｅｃｔｉｖｅｅｌａｓｔｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＦｅ￣ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ[Ｊ].ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅｓꎬ２０２１ꎬ２７２(１５):１１４１２２.[４]ＷＥＮＧＦꎬＹＵＨＪꎬＤＵＸＹꎬｅｔａｌ.ＩｎｓｉｔｕｆｏｒｍｅｄＴｉＢ２/ＴｉＣｃｏｍｐｌｅｘｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎｌａｓｅｒ￣ａｌｌｏｙｅｄｃｏａｔｉｎｇｓｗｉｔｈｉｍｐｒｏｖｅｄｗｅａｒｐｒｏｐｅｒｔｙ[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａ￣ｔｉｏｎａｌꎬ２０２２ꎬ４８(５):７０５６－７０６２.[５]ＸＩＡＯＨＹꎬＬＩＹＧꎬＧＥＮＧＪＷꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｎａｎｏ￣ｓｉｚｅｄＴｉＢ２ｐａｒｔｉｃｌｅｓａｎｄＡｌ３Ｚｒｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓｏｎｍｉｃｒｏ￣ｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕｂａｓｅｄｍａｔｅｒｉａｌｓ[Ｊ].ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓＳｏｃｉｅｔｙｏｆＣｈｉｎａꎬ２０２１ꎬ３１(８):２１８９－２２０７. [６]ＤＩＮＧＨꎬＸＩＡＯＹＫꎬＢＩＡＮＺＹꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｉｎ￣ｓｉ￣ｔｕＴｉＢ２ｐａｒｔｉｃｌｅｓｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌ￣Ｆｅ￣Ｎｉｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄｂｙｓｅｌｅｃｔｉｖｅｌａｓｅｒｍｅｌｔｉｎｇ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡꎬ２０２２ꎬ８４５:１４３０６５.[７]ＧＵＭＬꎬＨＵＡＮＧＣＺꎬＸＩＡＯＳＲꎬｅｔａｌ.ＩｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｓｉｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２ｃｅｒａｍｉｃｓｔｏｏｌｍａｔｅｒｉａｌｓｂｙｔｈｅｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｏｆＡｌ２Ｏ３ｐａｒｔｉｃｌｅｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉ￣ｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡꎬ２００８ꎬ４８６(１/２):１６７－１７０. [８]ＣＨＡＯＳꎬＧＯＬＤＳＭＩＴＨＪꎬＢＡＮＥＲＪＥＥＤ.Ｔｉｔａｎｉｕｍｄｉｂｏｒｉｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｅｗｉｔｈｉｍｐｒｏｖｅｄｓｉｎｔｅｒｉｎｇｃｈａｒａｃｔｅｒ￣ｉｓｔｉｃｓ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＲｅｆｒａｃｔｏｒｙＭｅｔａｌｓａｎｄＨａｒｄＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ２０１５ꎬ４９:３１４－３１９. [９]ＣＨＥＮＤＭꎬＺＨＡＮＧＫＢꎬＺＥＮＧＪＪꎬｅｔａｌ.Ｍｉｃｒｏ￣ｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２￣Ｂ４Ｃｃｅ￣ｒａｍｉｃｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｈｏｔ￣ｐｒｅｓｓｉｎｇ[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒ￣ｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０２１ꎬ４７(１８):２５８９５－２５９００.[１０]ＯＧＵＮＴＵＹＩＳＤꎬＭＡＬＡＴＪＩＮꎬＳＨＯＮＧＷＥＭＢꎬｅｔａｌ.ＴｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＳｉ３Ｎ４ｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅꎬｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｔｈｅｗｅａｒｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＴｉＢ２￣ＳｉＣｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｖｉａｓｐａｒｋｐｌａｓｍａｓｉｎｔｅｒｉｎｇ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＬｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＭａｎｕｆａｃｔｕｒｅꎬ２０２２ꎬ５(３):３２６－３３８.[１１]ＬＩＵＪＧꎬＬＩＹꎬＣＨＥＮＧＣＧꎬｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｔｅｍｐｅｒａ￣ｔｕｒｅｏｎｔｈｅｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＳｉＣ￣ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｅｒａｍｉｃｓｂｙｓｏｌｉｄ￣ｐｈａｓｅｓｐａｒｋｐｌａｓｍａｓｉｎｔｅｒｉｎｇ[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０２２ꎬ４８(１６):２３１５１－２３１５８.[１２]ＫＯＶＡＬ㊅ＣÍＫＯＶÁＡꎬＴＡＴＡＲＫＯＰꎬＳＥＤＬÁＫＲꎬｅｔａｌ.ＭｅｃｈａｎｉｃａｌａｎｄｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２￣ＳｉＣａｎｄＴｉＢ２￣ＳｉＣ￣ＧＮＰｓｃｅｒａｍｉｃｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍｉｃＳｏｃｉｅｔｙꎬ２０２０ꎬ４０(１４):４８６０－４８７１.[１３]ＡＬＡＶＩＳＨꎬＢＡＨＡＲＶＡＮＤＩＨＲꎬＡＢＤＩＺＡＤＥＨＨ.ＤｅｎｓｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２￣ＳｉＣｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅｗｉｔｈｓｉｌｉｃｏｎｃａｒｂａｉｄａｓａｓｉｎｔｅｒｉｎｇａｉｄ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＭｏｄｅｒｎＰｈｙｓｉｃｓꎬ２０１２ꎬ５:５９８－６０６.[１４]ＮＥＫＡＨＩＳꎬＭＯＧＨＡＮＬＯＵＦＳꎬＶＡＪＤＩＭꎬｅｔａｌ.Ｍｉ￣ｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌꎬｔｈｅｒｍａｌａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆＴｉＢ２￣ＳｉＣｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｄｏｐｅｄｗｉｔｈｓｈｏｒｔｃａｒｂｏｎｆｉｂｅｒｓ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＲｅｆｒａｃｔｏｒｙＭｅｔａｌｓａｎｄＨａｒｄＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ２０１９ꎬ８２:１２９－１３５.[１５]ＧＵＯＷＣꎬＨＥＱＬꎬＷＡＮＧＡＹꎬｅｔａｌ.ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｂａｌｌｍｉｌｌｉｎｇｏｎｔｈｅｄｅｎｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒꎬｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅꎬａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２￣ＳｉＣｃｅｒａｍｉｃｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０２１ꎬ１５:６７００－６７１２.[１６]ＺＨＡＯＨꎬＣＨＥＮＧＹＢ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＴｉＢ２￣ＴｉＣｃｏｍ￣ｐｏｓｉｔｅｓｂｙｒｅａｃｔｉｖｅｓｉｎｔｅｒｉｎｇ[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎ￣ａｌꎬ１９９９ꎬ２５(４):３５３－３５８.[１７]ＬＩＤＥＨꎬＡＧＥＨＶꎬＳＭＩＴＨＪＤꎬｅｔａｌ.Ｒｅａｃｔｉｖｅｌｙｓｉｎ￣ｔｅｒｅｄＢ４Ｃ￣ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ:ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｎａｎｏｌａｙｅｒｆｉｌｍｓａｎｄｓｅｃｏｎｄａｒｙｐｈａｓｅｓｉｚｅｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ[Ｊ].Ｍａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０２２ꎬ２６:１０１６０７. [１８]ＭＯＫＨＡＹＥＲＭＭꎬＫＡＫＲＯＵＤＩＭＧꎬＭＩＬＡＮＩＳＳꎬｅｔａｌ.ＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｆＡｌＮａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ￣ｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２ｃｅｒａｍｉｃｓ[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０１９ꎬ４５(１３):１６５７７－１６５８３. [１９]王帅ꎬ汪建英ꎬ娄嘉ꎬ等.ＷＣ含量对ＴｉＢ２基金属陶瓷微观组织与力学性能的影响[Ｊ].粉末冶金材料科学与工程ꎬ２０２１ꎬ２６(４):２９８－３０５.[２０]ＣＨＬＵＰＺꎬＢＡ㊅ＣＡＬꎬＨＡＬＡＳＯＶÁＭꎬｅｔａｌ.ＥｆｆｅｃｔｏｆｍｅｔａｌｌｉｃｄｏｐａｎｔｓｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＢ２[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＥｕｒｏｐｅａｎＣｅｒａｍ￣ｉｃＳｏｃｉｅｔｙꎬ２０１５ꎬ３５(１０):２７４５－２７５４.[２１]赵天晨ꎬ李鹏飞ꎬ王政鑫ꎬ等.高温碳化硅陶瓷涂层的制备和性能[Ｊ].沈阳理工大学学报ꎬ２０１７ꎬ３６(４):５４－５６ꎬ７２.[２２]ＫＨＡＪＥＨＺＡＤＥＨＭꎬＥＨＳＡＮＩＮꎬＢＡＨＡＲＶＡＮＤＩＨＲꎬｅｔａｌ.ＴｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃａｌｅｖａｌｕａｔｉｏｎꎬｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＢ４Ｃ￣ＴｉＢ２ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅｐｒｏｄｕｃｅｄｂｙｉｎ￣ｓｉｔｕｒｅａｃｔｉｏｎｏｆＮａｎｏ￣ＴｉＯ２[Ｊ].ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌꎬ２０２０ꎬ４６(１７):２６９７０－２６９８４.[２３]赵祖德.复合材料固－液成形理论与工艺[Ｍ].北京:冶金工业出版社ꎬ２００８.(责任编辑:宋颖韬)１６第４期㊀㊀㊀庞德才等:无压烧结ＳｉＣ/ＴｉＢ２复合材料组织与性能的研究。