SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法

摘要

SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法，它涉及超高温陶瓷复合材料及其制备方法。本发明解决了现有的ZrC基超高温陶瓷致密度低、成本高的技术问题。SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体组成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中。制备方法：将SiC晶须经超声波分散后与SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合，再球磨、烘干，再将混合粉装入石墨模具中热压烧结，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料，其致密度为96％～100％，成本低，可用于固体火箭发动机或超高速飞行器。

说明书

技术领域

本发明涉及一种超高温陶瓷复合材料及其制备方法。

背景技术

ZrC基超高温陶瓷，与硼化物陶瓷相近，是在2000℃以上可用材料的典型代表，具 有较高的熔点、较好的化学稳定性、较高的弹性模量、优良的导电性、较高的硬度、良好 的导热性等优异的性能，特别适合于作固体火箭发动机的喷管喉衬、燃气舵、端头帽等部 件，也可以作为超高速飞行器的鼻锥、端头、翼前缘等耐高温结构元件等。但单相ZrC 陶瓷具有致密度和烧结性能低、强度和韧性低、抗氧化性能差等缺点。为了弥补单一相陶 瓷材料的这些缺陷，公开号为CN101948326A的中国专利采用SiC晶须添加到ZrC陶瓷 中来提高复合材料的韧性，该材料的致密度仅为94％～95％，而且SiC晶须价格高，使材 料成本提高。

发明内容

发明目的是为了解决现有ZrC基超高温陶瓷致密度低、成本高的技术问题，而提供 SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料及其制备方法。

本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料由SiC纳米 颗粒、SiC晶须和ZrC基体制成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增强相存在于ZrC基体中， SiC纳米颗粒的体积百分含量为5％～15％，SiC晶须的体积百分含量为5％～15％，ZrC基 体的体积百分含量为70％～90％。

本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的制备方法 按以下步骤进行：一、按体积百分比称取5％～15％的SiC纳米颗粒、5％～15％的SiC晶须 和70％～90％的ZrC粉末；二、按SiC晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶5mL～35mL的 比例将步骤一称取的SiC晶须加入到无水乙醇中，然后用超声波处理3min～10min，得到 分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC 纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球 磨介质，球料质量比为5～8∶1，在转速为100～300转/分的条件下球磨5h～20h，得到浆 料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、将步骤四得到的混 合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护，在温度为 1800℃～2100℃、压力为10MPa～30MPa的条件下保温30min～60min，然后撤压、随炉冷 却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一中 SiC晶须的纯度≥99.5％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗粒的 纯度≥99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度≥99％，粒径为3μm～5μm。

本发明通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复合材 料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后，SiC纳 米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳米颗粒 后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从SiC纳米 颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大 所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多SiC纳米 颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停 止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达到较高的 致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC晶须与SiC 纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提 高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。SiC晶须 与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分取代晶须， 使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格低，SiC晶 须价格较高，使复合材料的成本降低。本发明的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC 基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～600MPa，断裂韧性 为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、分布均匀。

该材料可作为固体火箭发动机的喷管、燃气舵、端头帽等部件，也可以作为超高速飞 行器的鼻锥、端头、翼前缘等耐高温结构件等。

附图说明

图1是具体实施方式十八制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶 瓷复合材料粉末的扫描电镜图；图2是具体实施方式十八制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须 混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯表面的扫描电镜图；图3具体实施方式十八 制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热压坯断口的扫描 电镜图。

具体实施方式

具体实施方式一：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶 瓷复合材料由SiC纳米颗粒、SiC晶须和ZrC基体制成；SiC纳米颗粒和SiC晶须作为增 强相存在于ZrC基体中，SiC纳米颗粒的体积百分含量为5％～15％，SiC晶须的体积百分 含量为5％～15％，ZrC基体的体积百分含量为70％～90％。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复 合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后， SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳 米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从 SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体 晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多 SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大， 晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达 到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC 晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度 和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。 SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分 取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格 低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须 混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～ 600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、 分布均匀。

具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是SiC纳米颗粒的体积百分含 量为8％～12％，SiC晶须的体积百分含量为8％～12％，ZrC基体的体积百分含量为 76％～84％。其它与具体实施方式一相同。

具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一不同的是SiC纳米颗粒的体积百分含 量为10％，SiC晶须的体积百分含量为10％，ZrC基体的体积百分含量为80％。其它与具 体实施方式一相同。

具体实施方式四：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶 瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、按体积百分比称取5％～15％的SiC纳米颗粒、 5％～15％的SiC晶须和70％～90％的ZrC粉末；二、按SiC晶须与无水乙醇的质量体积比 为1g∶5mL～35mL的比例将步骤一称取的SiC晶须加入到无水乙醇中，然后用超声波处 理3min～10min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的分散均匀的SiC晶须 与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中，以无水乙醇作为分 散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为5～8∶1，在转速为100～300转/分的条件下球 磨5h～20h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得到混合粉；五、 将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中，通入氩气保护， 在温度为1800℃～2100℃、压力为10MPa～30MPa的条件下保温30min～60min，然后撤 压、随炉冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其 中步骤一中SiC晶须的纯度≥99.5％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC 纳米颗粒的纯度≥99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度≥99％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式中的球料质量比中的球是指球磨介质，料是指SiC晶须、SiC纳米颗粒和 ZrC粉末之和，球料质量比是指球磨介质的质量与SiC晶须、SiC纳米颗粒和ZrC粉末质 量之和的比值。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复 合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后， SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳 米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从 SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体 晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多 SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大， 晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达 到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC 晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度 和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。 SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分 取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格 低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须 混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～ 600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、 分布均匀。

具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式四不同的是：步骤一中按体积百分比称 取7％～13％的SiC纳米颗粒、7％～13％的SiC晶须和74％～86％的ZrC粉末。其它与具体 实施方式四相同。

具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式四不同的是：步骤一中按体积百分比称 取10％的SiC纳米颗粒、10％的SiC晶须和80％的ZrC粉末。其它与具体实施方式四相 同。

具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式四至六之一不同的是：步骤二中SiC 晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶10mL～30mL。其它与具体实施方式四至六之一相 同。

具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式四至六之一不同的是：步骤二中SiC 晶须与无水乙醇的质量体积比为1g∶20mL。其它与具体实施方式四至六之一相同。

具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式四至八之一不同的是：步骤二中超声波 处理时间为4min～8min。其它与具体实施方式四至八之一相同。

具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式四至八之一不同的是：步骤二中超声波 处理时间为6min。其它与具体实施方式四至八之一相同。

具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式四至十之一不同的是：步骤三中球料 质量比为6～7∶1。其它与具体实施方式四至十之一相同。

具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式四至十之一不同的是：步骤三中球料 质量比为6.5∶1。其它与具体实施方式四至十之一相同。

具体实施方式十三：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤三球磨 转速为120～280转/分，球磨时间为6h～18h。其它与具体实施方式四至十二之一相同。

具体实施方式十四：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤三球磨 转速为200转/分，球磨时间为12h。其它与具体实施方式四至十二之一相同。

具体实施方式十五：本实施方式与具体实施方式四至十二之一不同的是：步骤四中石 墨模具内壁及两端涂一层BN，并在试样两端垫有石墨纸。其它与具体实施方式四至十二 之一相同。

具体实施方式十六：本实施方式与具体实施方式四至十五之一不同的是：步骤四中在 温度为1850℃～2050℃、压力为12MPa～28MPa的条件下保温35min～55min。其它与具体 实施方式四至十五之一相同。

具体实施方式十七：本实施方式与具体实施方式四至十五之一不同的是：步骤四中在 温度为2000℃、压力为20MPa的条件下保温45min。其它与具体实施方式四至十五之一 相同。

具体实施方式十八：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温 陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取24.5512g的SiC纳米颗粒、8.1837g 的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到200mL的无 水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的 分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中， 以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200 转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得 到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中， 通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉 冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一 中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗 粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式通过在ZrC基体中添加SiC晶须、SiC纳米颗粒制备ZrC基超高温陶瓷复 合材料，由于SiC化学稳定性好，与ZrC陶瓷基体的热膨胀系数匹配，在热压烧结后， SiC纳米颗粒相比晶须更能均匀地分布在基体中，在烧结时，当基体晶粒长大遇到SiC纳 米颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于SiC纳米颗粒的横截面积，为把界面从 SiC纳米颗粒拉开，就必须重新增大界面能，较小的纳米SiC颗粒，其比表面积大，基体 晶粒长大所需的界面能就多，因而纳米SiC阻碍晶粒长大的能力更强，当晶界上出现许多 SiC纳米颗粒，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大， 晶粒就停止生长，得到最终粒径较小，促进晶粒细化，并减少孔隙缺陷，从而使烧结体达 到较高的致密度。SiC晶须能通过晶须桥接和拔出，裂纹偏转增强ZrC强度及韧性，SiC 晶须与SiC纳米颗粒混杂增韧陶瓷复合材料，依靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度 和韧性的提高产生突出贡献，SiC颗粒配合晶须阻止晶粒长大，并起裂纹转向与分叉作用。 SiC晶须与SiC纳米颗粒协同，达到提高复合材料强度及韧性的目的，同时由于颗粒部分 取代晶须，使晶须含量减少，因而给均匀混料、烧结致密化带来好处，另外SiC颗粒价格 低，SiC晶须价格较高，使复合材料的成本降低。本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须 混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密度为96％～100％，抗弯强度为350MPa～ 600MPa，断裂韧性为3.5MPam^1/2～6MPam^1/2。抗氧化性和耐烧蚀性能好，增强相颗粒细小、 分布均匀。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料为 粉末的扫描电镜照片如图1所示，从图1可以看出，ZrC粉末与SiC纳米颗粒及SiC晶须 混合较为均匀，SiC晶须有部分断裂，但大多数比较完整，基本没有出现颗粒团聚现象和 晶须缠绕现象。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯表面的扫描电镜照片如图2所示，从图2可以看出，图中灰白色的区域为ZrC基体， 暗黑色区域为SiC纳米颗粒，复合材料中出现大块的ZrC连续体，虽然SiC在基体中均 匀的分布，没有发生团聚现象，但SiC的含量较少，只能有限地分散在ZrC基体内，使 少部分ZrC的晶粒得到细化，并且晶粒间结合比较松散，气孔较多且明显。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯断口的扫描电镜照片如图3所示，从图3可以看出，材料的断裂方式主要以穿晶断裂 为主。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表1所示。

表1

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密 度为95％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成 本降低。

具体实施方式十九：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温 陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取8.1837g的SiC纳米颗粒、24.5512g 的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无 水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的 分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中， 以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200 转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得 到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中， 通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉 冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一 中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗 粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表2所示。

表2

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密 度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成 本降低。

具体实施方式二十：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温 陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取16.3674g的SiC纳米颗粒、16.3674g 的SiC晶须和267.4978g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无 水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的 分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中， 以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200 转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得 到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中， 通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉 冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一 中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗 粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表3所示。

表3

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密 度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，使复合材料的成本降低。

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料经过120 秒氧乙炔焰烧蚀后，复合材料的质量烧蚀率仅为2.52×10^-4g/s，线烧蚀率仅为 30.83×10^-4mm/s，这是由于在复合材料的表面形成了一层氧化膜，其结构主要是最外面 的ZrO₂与SiO₂保护膜，以及在氧化层与基体之间的界面处形成的过渡层氧化物ZrC_xO_1-x， 此氧化膜有效地阻止了氧的扩散，提高了材料的抗烧蚀性能。本实施方式制备的SiC纳米 颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的抗烧蚀性能好。

具体实施方式二十一：本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高 温陶瓷复合材料的制备方法按以下步骤进行：一、称取16.3674g的SiC纳米颗粒、24.6618g 的SiC晶须和250.7792g的ZrC粉末；二、将步骤一称取的SiC晶须加入到250mL的无 水乙醇中，然后用超声波处理8min，得到分散均匀的SiC晶须；三、将经步骤二得到的 分散均匀的SiC晶须与步骤一称取的SiC纳米颗粒和ZrC粉末混合后，加入到球磨机中， 以350mL无水乙醇作为分散剂，ZrO₂球作为球磨介质，球料质量比为6∶1，在转速为200 转/分的条件下球磨12h，得到浆料；四、采用旋转蒸发器将步骤三得到的浆料烘干，得 到混合粉；五、将步骤四得到的混合粉装入石墨模具中，再将石墨模具放入真空热压炉中， 通入氩气保护，在温度为1900℃、压力为30MPa的条件下保温60min，然后撤压、随炉 冷却，得到SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料；其中步骤一 中SiC晶须的纯度为99.8％，直径为0.1μm～1.0μm，长度为50μm～200μm，SiC纳米颗 粒的纯度为99.5％，粒径为60nm；步骤一中ZrC粉末的纯度为99.2％，粒径为3μm～5μm。

本实施方式制备的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料热 压坯进行研磨、抛光、磨倒角后，进行常规力学性能测试，所得的结果如表4所示。

表4

本实施方式的SiC纳米颗粒及SiC晶须混杂增韧ZrC基超高温陶瓷复合材料的致密 度为96％。用SiC纳米颗粒替代了部分SiC晶须，抗烧蚀性能好，同时使复合材料的成 本降低。