Rapid liquid phase-assisted ultrahigh-temperature sintering of high-entropy ceramic composites

快速液相辅助超高温烧结高熵陶瓷复合材料

第一作者: Hua Xie (谢华) - 马里兰大学

通讯作者: Jian Luo (罗健) - 加州大学圣地亚哥分校, Liangbing Hu (胡良兵) - 马里兰大学

DOI: 10.1126/sciadv.abn8241

PDF原文

期刊: Science Advances

发表年份: 2022

论文亮点

研究背景

研究方法

本研究采用快速液相辅助超高温烧结策略,具体步骤如下:

主要结论

图1: 烧结示意图及与传统方法的比较

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图1. 烧结示意图及与传统方法的比较。(A) 快速液相辅助超高温烧结过程示意图。(B) 本烧结策略填补了传统烧结方法的温度空白。

分析结果:图1A展示了快速液相辅助超高温烧结过程的示意图,HEB/碳化硼复合材料在环境气压下加热至3000K约2分钟,导致形成低熔点ZrB12基晶间相,冷却后与HEB和碳化硼结合。图1B表明该烧结策略填补了传统烧结方法(炉烧结和热压)与电弧熔化之间的温度空白,为高温陶瓷烧结提供了更灵活的方法,特别适用于超薄或复杂几何形状的物体。

图2: 温度和相面对烧结结果的影响

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图2. 温度和相面对烧结结果的影响。(A-C) B-Zr、B-C和ZrB2-B4C组分的相图。(D-F) 不同烧结温度下复合材料样品的SEM图像。

分析结果:图2A-C展示了B-Zr、B-C和ZrB2-B4C组分的相图,表明在3000K下,高熵金属二硼化物可以保持固态,而碳化硼与HEB耦合形成共晶液相。图2D-F显示了在不同烧结温度下复合材料样品的SEM图像:2400K时复合材料仍保持多孔几何形状,表明共晶液相形成不足;3000K时陶瓷复合材料在短时间内良好烧结;3300K时样品无法保持原始几何形状,出现枝晶臂,表明元素微偏析。因此,HEB复合材料快速烧结的最佳温度约为3000K。

图3: 成分分析

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图3. 成分分析。(A) 合成复合材料的抛光截面SEM图像。(B) 假彩色SEM图像显示三种不同相。(C) 合成复合材料的XRD图谱。(D) 晶粒的TEM图像和不同元素的EDS mapping。

分析结果:图3A显示烧结复合材料的抛光截面SEM图像,表观密度约为99%。图3B使用假彩色区分三种相:主导相(黄色)、次要相(洋红色)和晶间相(蓝色)。图3C的XRD图谱显示主导相为HEB。图3D的TEM和EDS mapping确认了碳化硼晶粒(硼元素主导成分),Zr和B元素组成晶间相(应为ZrB12基相),HEB相中所有过渡金属元素均匀分布,证实了高熵状态。

图4: EELS和电子衍射分析

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图4. EELS和电子衍射分析。(A) STEM图像假彩色和EELS mapping显示硼和碳元素分布。(B) 三种不同晶粒的EELS B-K边。(C) 碳化硼晶粒的碳原子比。(D-F) 碳化硼、ZrB12和HEB晶粒的HRTEM及其SAED图案。

分析结果:图4A的STEM和EELS mapping显示碳化硼和ZrB12相为富硼结构,碳元素信号基本局限于碳化硼晶粒。图4B的EELS B-K精细结构 profiles 显示三种相中硼原子的不同价态。图4C测量碳化硼晶粒的碳原子比,波动在10-15%之间。图4D-F的HRTEM和SAED图案进一步确认了碳化硼为B13C2结构(空间群R-3m),ZrB12为菱面体结构(空间群Fm-3m),HEB为六方结构(空间群P6/mmm,AlB2型)。

图5: 机械性能和烧结演示

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图5. 机械性能和烧结演示。(A) TEM图像显示碳化硼和HEB晶粒之间的界面。(B) 碳化硼和HEB晶粒之间的共格界面。(C) 维氏硬度比较。(D) 带和不带HEB复合涂层的钻头照片。(E) 钻头上HEB复合涂层的截面SEM图像。(F) 50μm厚的自立HEB复合膜。

分析结果:图5A-B显示碳化硼和HEB晶粒之间形成共格界面,[010] zone axis of B13C2 平行于HEB的[211] zone axis,(101)面 of 碳化硼与HEB的(T20)面共格,改善了界面结合。图5C显示共晶液相辅助超高温烧结复合材料的维氏硬度显著提高,在0.49N载荷下为36.4GPa,9.8N载荷下为24.4GPa。图5D-F展示该方法适用于制备涂层和超薄自立膜,扩展了应用范围。