超高溫氧化物共晶陶瓷高梯度定向凝固組織與性能調(diào)控研究進(jìn)展

申仲琳, 劉園, 蘇海軍,2, 趙迪, 劉海方

(1.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 陜西 西安 710072; 2.西北工業(yè)大學(xué)深圳研究院, 深圳 518057)

超高溫氧化物共晶陶瓷具有優(yōu)異的耐高溫、抗氧化、抗腐蝕、抗蠕變和高溫強(qiáng)度等特性，特別相較于傳統(tǒng)燒結(jié)陶瓷，具有杰出的高溫力學(xué)性能和高溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，以及極端高溫水氧腐蝕環(huán)境下優(yōu)異的抗氧化腐蝕性能[1]。此外，熔體生長(zhǎng)的氧化物共晶陶瓷經(jīng)機(jī)械加工后，能夠用于無(wú)需冷卻的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)噴嘴、導(dǎo)向葉片及燃燒室內(nèi)襯，預(yù)計(jì)將提高發(fā)動(dòng)機(jī)熱效率達(dá)9%[1]，并大大降低氮氧化物等廢氣的排放。因此，熔體生長(zhǎng)的氧化物共晶陶瓷在航空航天領(lǐng)域具有極大的工程應(yīng)用前景及潛在的經(jīng)濟(jì)價(jià)值，有望成為1 600 ℃以上超高溫氧化性氣氛中長(zhǎng)期服役的新一代先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料。

定向凝固是制備氧化物共晶陶瓷的核心關(guān)鍵技術(shù)[2]。傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)，如布里奇曼法(Bridgman,BM)、邊界外延生長(zhǎng)法(edge defined film fed growth,EFG)、微抽拉法(micro pulling down,MPD)等適合制備表面光滑、高致密度的棒狀氧化鋁基共晶陶瓷。然而，受坩堝形狀、尺寸及材料特性等限制，所制樣品形狀簡(jiǎn)單、尺寸較小，凝固組織粗大，限制了力學(xué)性能的提高和工程應(yīng)用，難以滿足復(fù)雜化、均細(xì)化、強(qiáng)韌化超高溫氧化物陶瓷的迫切需求。因此，亟需開發(fā)新的凝固制備技術(shù)及綜合利用各種調(diào)控手段，全面提升氧化鋁基共晶陶瓷的成形質(zhì)量及綜合力學(xué)性能。近年來(lái)發(fā)展的高梯度定向凝固技術(shù)，例如激光懸浮區(qū)熔法(laser floating zone melting,LFZM)、激光區(qū)熔法(laser zone melting,LZM)、激光加熱基座生長(zhǎng)法(laser heated pedestal growth,LHPG)、選區(qū)激光熔化(selective laser melting,SLM)、激光增材制造(laser additive manufacture,LAM)等方法在獲得高致密、組織細(xì)小、柔性制造成形等方面具有突出的優(yōu)勢(shì)[3]。然而，陶瓷具有較高的脆硬特性，在高梯度定向凝固過(guò)程中，易產(chǎn)生多種加工缺陷，成為高性能、復(fù)雜結(jié)構(gòu)、超高溫氧化鋁基共晶陶瓷的制備難點(diǎn)。

本文綜述了超高溫氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固技術(shù)的發(fā)展現(xiàn)狀，探討了氧化物共晶陶瓷高梯度定向凝固過(guò)程中氣孔、裂紋等缺陷的產(chǎn)生機(jī)理及控制方法，概述了凝固組織特征、均細(xì)化調(diào)控方法及晶體取向研究現(xiàn)狀，總結(jié)了氧化物共晶陶瓷的力學(xué)性能及強(qiáng)韌化調(diào)控方法。最后，展望了高梯度定向凝固制備高性能大尺寸氧化物共晶陶瓷的發(fā)展趨勢(shì)。

1 氧化鋁基共晶陶瓷高梯度定向凝固技術(shù)及缺陷控制

1.1 氧化物共晶陶瓷凝固成形技術(shù)

目前，發(fā)展的氧化鋁基自生復(fù)合共晶陶瓷制備技術(shù)的原理特征及所制陶瓷試樣的宏觀形貌、力學(xué)性能和凝固組織如表1所示。

表1 氧化物共晶陶瓷凝固成形技術(shù)

續(xù)表1

從表1可知，共晶陶瓷凝固技術(shù)的發(fā)展歷史是溫度梯度不斷提升、凝固組織不斷細(xì)化的過(guò)程。BM法已能夠制備出較大尺寸共晶陶瓷[5]，但該技術(shù)溫度梯度小(<100 K/cm)，凝固速率低(5 mm/h[21])，晶體生長(zhǎng)周期長(zhǎng)，共晶組織粗大，且坩堝成本高，易與共晶陶瓷反應(yīng)，造成污染和性能惡化。μ-PD法和LHPG法適合制備直徑為毫米級(jí)或更細(xì)小的纖維/細(xì)棒狀共晶陶瓷，對(duì)加工材料具有較廣泛的適用性，通過(guò)調(diào)節(jié)抽拉速率可以實(shí)現(xiàn)微觀組織調(diào)控，但該技術(shù)較難實(shí)現(xiàn)大尺寸和復(fù)雜形狀試樣的制備。LFZM法采用高能激光束作為熱源，具有較高的溫度梯度，能夠制備出組織致密且無(wú)明顯氣孔和裂紋缺陷的共晶陶瓷，試樣形狀為棒狀，且直徑普遍小于5 mm[12]。近年來(lái)，陶瓷LAM技術(shù)取得了長(zhǎng)足進(jìn)展，已成功獲得了表面光滑且高致密(98.7%)的不同形狀的棒狀及薄壁狀A(yù)l2O3/GAP/ZrO2三元共晶陶瓷[22]，尺寸可分別達(dá)到Φ(4～5)mm×h250 mm[18],約15 mm×13 mm×4 mm[17]，且具有良好的熱穩(wěn)定性。

1.2 氧化物陶瓷凝固缺陷形成及其控制

氧化鋁基共晶陶瓷具有高的熔點(diǎn)(Al2O3/YAG共晶陶瓷熔點(diǎn)1 826 ℃)[23]、高的熔體黏度(Al2O3熔體黏度高達(dá)30 m·Pa·s[24]，金屬鋁的熔體黏度僅為1.2～4.2 m·Pa·s[25])、復(fù)雜的成分和化合物相組成，以及高脆硬特性，使其在定向凝固過(guò)程，特別是在高溫度梯度、高凝固速率下極易出現(xiàn)氣孔、裂紋、縮松以及雜晶等凝固缺陷，嚴(yán)重影響共晶陶瓷的成形質(zhì)量與力學(xué)性能。

蘇海軍等[26]建立了氧化鋁基共晶陶瓷LFZM制備過(guò)程中的氣孔形核、長(zhǎng)大、粗化模型，如圖1所示。研究發(fā)現(xiàn)，凝固速率小于25 μm/s時(shí)，Al2O3/EAG/ZrO2凝固陶瓷幾乎沒(méi)有氣孔，凝固速率提高至25 μm/s時(shí)，試樣中心產(chǎn)生了尺寸約為Φ300 μm的氣孔。隨凝固速率增大，氣孔尺寸增大，數(shù)量增多。根據(jù)表面張力梯度及氣泡臨界遷移速率進(jìn)一步分析，氣泡由固液界面前沿非均質(zhì)形核產(chǎn)生。

圖1 不同凝固速率下氣孔分布

LAM技術(shù)[27]具有較高溫度梯度(>104 K/cm)、掃描速率(300～1 000 mm/min)和冷卻速率(103～104K/s)[16]。激光作用下，熔池中氣體溶解度、凝固速率和氣泡長(zhǎng)大/遷移速率的綜合作用導(dǎo)致氣孔尺寸和分布隨加工參數(shù)的變化呈現(xiàn)不同特征[26]。Yan等[28]發(fā)現(xiàn)激光加工過(guò)程中由于驟冷造成試樣頂部縮孔缺陷。熔池中氣體的逸出速度低于凝固速度，被凝固界面捕獲[29]，易形成規(guī)則球形氣孔，液相補(bǔ)縮不足形成縮孔。隨激光功率增大，氣孔率先增大后減??；隨掃描速率增大，氣孔率先減小后增大；隨送粉氣流增大，氣孔率持續(xù)增大。李發(fā)智等[30]基于凝固理論及氣泡動(dòng)力學(xué)，建立了氣孔形成判據(jù)。研究發(fā)現(xiàn)，熔池中心部位氣孔率較大，邊緣部位氣孔率低，多為單一圓形氣孔。隨激光功率增大，馬蘭戈尼對(duì)流增強(qiáng)，氣孔率降低。

激光快速凝固過(guò)程中，易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，且不斷積累，促使裂紋萌生并擴(kuò)展。劉海方等[31]利用LAM技術(shù)制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，增大激光功率或降低掃描速率均會(huì)增大驟冷應(yīng)力，從而產(chǎn)生裂紋缺陷。當(dāng)掃描速率增大至12 mm/min時(shí)，獲得了表面光滑無(wú)裂紋的薄板共晶陶瓷，如圖2a)所示。進(jìn)一步，通過(guò)1 000 ℃預(yù)熱及加工結(jié)束后逐級(jí)降低激光功率往復(fù)掃描，能夠降低冷卻速率，減小熱應(yīng)力，成功獲得了無(wú)明顯裂紋缺陷的氧化物共晶陶瓷[17]，如圖2b)所示。

圖2 LAM制備的Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷

吳東江等[32]研究發(fā)現(xiàn)，LAM制備Al2O3陶瓷過(guò)程中，添加ZrO2和Y2O3能夠?qū)崿F(xiàn)晶粒細(xì)化，有效減少裂紋缺陷。Al2O3/ZrO2共晶陶瓷的LAM制備過(guò)程中，添加不同含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%～25%)和尺寸(45～90 μm)的SiC粉末能夠明顯減少裂紋數(shù)量。SiC顆粒周圍發(fā)生界面反應(yīng)，能夠?qū)崿F(xiàn)與基體的緊密結(jié)合。此外，由斷裂表面能、彈性模量和膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的能量耗散機(jī)制，能夠有效抑制裂紋擴(kuò)展。Ferrage等[33]在氧化釔穩(wěn)定氧化鋯粉末(YSZ)中加入少量石墨(體積分?jǐn)?shù)<5%)，使Nd∶YAG激光的吸收率由2%提高至50%～60%，明顯減少了裂紋缺陷。此外，通過(guò)工藝調(diào)控[34-35]包括控制粉末特性,調(diào)節(jié)激光功率、掃描速率等工藝參數(shù),引入基板預(yù)熱、超聲振動(dòng)、水冷輔助等[36-38]方法，均可實(shí)現(xiàn)裂紋缺陷的抑制。

2 氧化鋁基共晶陶瓷凝固組織特征及均細(xì)化調(diào)控

2.1 高梯度定向凝固組織特征

蘇海軍等[26]研究發(fā)現(xiàn)，LFZM技術(shù)高溫度梯度(約104 K/cm)和凝固速率下(約400 μm/s)，共晶陶瓷共晶間距為0.193 μm[39]，組織形貌隨工藝參數(shù)不斷變化。蘇海軍和馬為丹等[40-41]利用LFZM法制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，隨凝固速率的增大，組織由象形文字非規(guī)則共晶形貌向棒狀和層片狀規(guī)則共晶形貌轉(zhuǎn)變，如圖3a)～3d)所示。當(dāng)遠(yuǎn)離Al2O3/GAP共晶成分時(shí)，易生成初生相：AG15亞共晶中，樹枝狀A(yù)l2O3初生相領(lǐng)先生長(zhǎng)(見(jiàn)圖3e))，AG28過(guò)共晶中，GAP樹枝狀初生相優(yōu)先生長(zhǎng)(見(jiàn)圖3f))[42]。

圖3 LFZM制備的氧化物陶瓷凝固組織形貌

另外，馬為丹等[43]發(fā)現(xiàn)，由于LFZM過(guò)程中熔區(qū)的不穩(wěn)定性，在低抽拉速率下易出現(xiàn)表面周期性起伏形貌，凝固速率V和周期性條帶長(zhǎng)度L符合L/V≈(275.6±2.1) s，微觀組織呈現(xiàn)周期性帶狀形貌。蘇海軍等[40]研究發(fā)現(xiàn)，LFZM過(guò)程中溫度梯度周期性變化，單相組織不穩(wěn)定性和初生相在固液界面前的自由生長(zhǎng)導(dǎo)致了微觀組織周期性生長(zhǎng)條紋的形成，隨掃描速率的增加(>25 μm/s)，組織不穩(wěn)定性減弱。

劉海方等[18]在LAM打印Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，試樣出現(xiàn)周期性組織粗化區(qū)，且該區(qū)域的組織尺寸是其他區(qū)域的4～5倍，很大程度上影響了試樣的組織均勻性，可能成為試樣的性能弱化區(qū)[17]。Yan等[44]研究了組織粗化區(qū)的成因：不平穩(wěn)固液界面導(dǎo)致溫度梯度差異大，引起熱流擾動(dòng)，造成固液界面前沿成分過(guò)冷及單相失穩(wěn)，從而形成了粗大帶狀組織。劉海方等[17]研究表明，沉積層部分重熔時(shí)，緊鄰熔池區(qū)域的細(xì)小組織受到接近熔點(diǎn)的高溫作用而發(fā)生快速粗化，從而形成了周期性帶狀組織粗大區(qū)[17-18]，如圖4所示。

圖4 LAM法制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷中的周期性帶狀組織[17-18]

2.2 凝固組織均細(xì)化調(diào)控

高溫度梯度定向凝固過(guò)程中，易產(chǎn)生固液界面失穩(wěn)，加上氧化物陶瓷小平面相凝固特性的影響，氧化物共晶陶瓷凝固組織呈現(xiàn)多樣性、不均勻性。粗大初生相及組織粗化區(qū)極易減小韋伯系數(shù)[43]，削弱材料力學(xué)性能。因此任群等[45]以MK模型及最高界面生長(zhǎng)溫度假設(shè)為基礎(chǔ)，研究了LFZM制備Al2O3/EAG共晶過(guò)程中各相的競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)，計(jì)算獲得了初生相與共晶相的共生生長(zhǎng)區(qū)間。研究表明，低速下近共晶成分亦可獲得完全共晶組織，避免了樹枝晶和初生相的生成(二元體系共生生長(zhǎng)范圍為摩爾分?jǐn)?shù)15.5%～22.5%Er2O3)。

任群等[46]建立了原子團(tuán)簇物理模型，如圖5a)所示。研究發(fā)現(xiàn)，小平面相體積分?jǐn)?shù)和凝固速率共同影響共晶體系的組織規(guī)則化進(jìn)程，其中凝固速率起主導(dǎo)作用。馬為丹等[39,42]綜合利用規(guī)則共晶的JH模型及非規(guī)則共晶的GK模型，定量表征了Al2O3/GAP共晶的凝固速率與共晶間距的關(guān)系(見(jiàn)圖5b))，為凝固組織均細(xì)化調(diào)控提供了理論依據(jù)。

圖5 氧化鋁基共晶自生復(fù)合陶瓷規(guī)則非規(guī)則共晶生長(zhǎng)和轉(zhuǎn)變機(jī)制

Yan等[44]通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)將帶狀組織粗大區(qū)的厚度減小至約10 μm，但效果有限。吳東江等[47]采用LAM技術(shù)在鈦合金和Al2O3/YAG復(fù)合陶瓷基板上制備氧化鋁陶瓷，由于鈦合金基板導(dǎo)熱系數(shù)高，冷卻速率大，從而促進(jìn)陶瓷晶粒細(xì)化。吳東江等[20,48]研究了普通基板和水冷恒溫基板對(duì)LAM制備Al2O3/YAG共晶陶瓷組織和性能的影響。結(jié)果表明，在水冷恒溫基板上制備的Al2O3/YAG共晶陶瓷共晶間距減小了78%(210 μm)，硬度提升了10%。

2018年，Hu等[37]將超聲振動(dòng)引入LAM中，通過(guò)超聲破碎和深過(guò)冷形核的方式實(shí)現(xiàn)組織的超細(xì)化和均勻化，如圖6所示。Yan等[49-50]采用超聲輔助的LAM成功制備出具有納米組織(共晶間距60～70 nm)的Al2O3/ZrO2共晶陶瓷，揭示出超聲后臨界形核半徑和自由能的降低是導(dǎo)致層片間距減小的主要原因。

圖6 超聲振動(dòng)對(duì)Al2O3/ZrO2共晶組織均細(xì)化影響[50]

3 氧化鋁基共晶陶瓷晶體取向選擇與織構(gòu)控制研究

3.1 氧化鋁基共晶陶瓷的晶體學(xué)取向關(guān)系

熔體生長(zhǎng)技術(shù)使氧化鋁基共晶陶瓷各相在特定熱流驅(qū)動(dòng)下?lián)駜?yōu)生長(zhǎng)，共晶相之間基于最小界面能原則形成了一定的晶體學(xué)取向以及相界面關(guān)系，如表2所示。Benamara等[8]采用μ-PD法考察了凝固速率對(duì)Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷晶體學(xué)取向的影響，如圖7所示。

圖7 不同提拉速率(Vg)下，塊狀A(yù)l2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷橫截面XRD圖

表2 定向凝固氧化鋁基共晶陶瓷的擇優(yōu)取向關(guān)系

為明確氧化鋁基共晶陶瓷在凝固過(guò)程中晶體學(xué)取向的演變規(guī)律，王旭等[51]采用光學(xué)浮區(qū)法(optical floating zone,OFZ)以10 mm/h的凝固速率制備了單晶相Al2O3/YAG二元共晶復(fù)合陶瓷。研究發(fā)現(xiàn)，凝固初期Al2O3和YAG兩相均處于晶體學(xué)取向競(jìng)爭(zhēng)階段，如圖8所示。

圖8 距離籽晶不同距離處的Al2O3/YAG共晶晶體學(xué)取向EBSD圖和相應(yīng)的反極圖[51]

3.2 氧化鋁基共晶陶瓷織構(gòu)調(diào)控

Waku等[6,21]發(fā)現(xiàn)定向凝固氧化鋁基共晶自生復(fù)合陶瓷各向異性明顯，尤其在擇優(yōu)生長(zhǎng)方向上表現(xiàn)出更加優(yōu)異的室溫和高溫力學(xué)性能。定向凝固晶體生長(zhǎng)過(guò)程中，使用籽晶可以對(duì)凝固過(guò)程中晶體學(xué)取向演變及織構(gòu)調(diào)控產(chǎn)生影響，進(jìn)而提升材料力學(xué)性能。Murayama等[61]分別采用μ-PD法和BM法，通過(guò)控制凝固參數(shù)，制備了c軸和a軸Al2O3引晶的Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷，研究了Al2O3相的生長(zhǎng)取向?qū)Ω邷貜?qiáng)度的影響。Al2O3相繼承了籽晶的晶體學(xué)取向，YAG并未實(shí)現(xiàn)晶體學(xué)取向的穩(wěn)定調(diào)控。此外，1 600 ℃下的高溫強(qiáng)度與Al2O3相的晶體學(xué)取向強(qiáng)烈相關(guān)，且在c軸[0001]Al2O3取向上獲得最高的壓縮強(qiáng)度(600 MPa)。

圖9 Al2O3相沿生長(zhǎng)方向的EBSD圖和極圖

Yoshimura等[62]以a軸Al2O3單晶為籽晶，采用BM法制備了Al2O3/YAG:Ce共晶，并在初始連接部位觀察到共晶中Al2O3相繼承了籽晶的晶體學(xué)取向(見(jiàn)圖9)。王旭等[63]以c軸Al2O3單晶為籽晶，采用OFZ法制備了Al2O3/YAG共晶，發(fā)現(xiàn)Al2O3相同樣繼承了籽晶的取向，利用近重位點(diǎn)陣模型揭示了相界面能在定向凝固過(guò)程中起主導(dǎo)作用。

4 氧化鋁基共晶陶瓷力學(xué)性能與強(qiáng)韌化研究

4.1 氧化鋁基共晶陶瓷的強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性

氧化鋁基共晶陶瓷以其獨(dú)特的三維纏繞共晶結(jié)構(gòu)及高熔點(diǎn)、低密度、抗氧化、良好的高溫力學(xué)性能、優(yōu)異的組織和性能熱穩(wěn)定性等特點(diǎn)，受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。1997年，日本W(wǎng)aku等[6]報(bào)道了BM法制備的Al2O3/YAG共晶具有優(yōu)良的力學(xué)性能：抗彎強(qiáng)度從室溫至1 800 ℃(共晶點(diǎn)溫度1 826 ℃)始終保持在350～400 MPa，如圖10所示。1 600 ℃和10-4/s應(yīng)變速率下，壓縮蠕變強(qiáng)度高達(dá)433 MPa，是同成分燒結(jié)陶瓷的7～13倍；1 700 ℃抗拉強(qiáng)度160 MPa。1 600 ℃下Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶的彎曲強(qiáng)度高達(dá)851 MPa，為同成分燒結(jié)陶瓷的57倍[64]。日本Lee等[9,65-66]采用μ-PD法，900 mm/h速率下成功制備出Al2O3/YAG/ZrO2陶瓷纖維，1 200 ℃下的拉伸強(qiáng)度為970 MPa(室溫下為1 100 MPa)，1 500 ℃下生長(zhǎng)方向上的壓縮強(qiáng)度高達(dá)1 400 MPa，并伴隨塑性變形。

Pastor等[67]研究發(fā)現(xiàn)，棒狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷(Φ1 mm)的抗彎強(qiáng)度與凝固速度成正比，750 mm/h速率下室溫強(qiáng)度為2 GPa，1 627 ℃下受組織粗化影響略微下降，但強(qiáng)度仍高達(dá)1.53 GPa。Oliete等[68]制備的Al2O3/YAG/YSZ納米共晶纖維彎曲強(qiáng)度高達(dá)4.6 GPa。Oliete等[68]研究表明，彎曲強(qiáng)度與材料組織尺寸成反比，均細(xì)化微觀組織有利于提高氧化物共晶陶瓷性能。Park等[69]采用EFG法制備出Φ75 μm纖維狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷，拉伸強(qiáng)度達(dá)到1.37 GPa。美國(guó)NASA研究所[70]用激光加熱浮區(qū)法(laser heated floating zone, LHFZ)制備的Al2O3/ZrO2(Y2O3)共晶陶瓷纖維強(qiáng)度高達(dá)2 GPa，1 560 ℃熱處理24 h后，強(qiáng)度無(wú)明顯降低。

圖10 氧化物陶瓷高溫性能及應(yīng)用前景

4.2 氧化鋁基共晶陶瓷的硬度、斷裂韌性及強(qiáng)韌化研究

蘇海軍等[72-73]采用LZM法成功制備出組織超細(xì)化的棒狀及片狀A(yù)l2O3/YAG和Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷。硬度和斷裂韌性分別達(dá)到17.5 GPa和3.6 MPa·m1/2(Al2O3/YAG共晶)和18.67 GPa，8.0 MPa·m1/2(Al2O3/YAG/ZrO2共晶)[74]。聶穎等[75]采用水平定向凝固法(horizontal directional solidification,HDS)制備的大尺寸塊狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷室溫硬度、斷裂韌性分別為16.79 GPa和3.07 MPa·m1/2。Fan等[16]利用LAM技術(shù)制備的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷硬度高達(dá)18.9 GPa，斷裂韌性為3.84 MPa·m1/2。不同方法制備的氧化物凝固共晶陶瓷硬度和斷裂韌性如表3所示?？傮w來(lái)講，高硬度、低韌性是氧化物共晶陶瓷的顯著特點(diǎn)，是制約該類材料工程化應(yīng)用的關(guān)鍵所在。

表3 不同定向凝固技術(shù)制備的氧化物共晶陶瓷硬度和斷裂韌性

研究發(fā)現(xiàn)，細(xì)化組織能夠減小材料內(nèi)部原始微裂紋的尺寸，有效提高陶瓷斷裂韌性。Yan等[50]通過(guò)超聲輔助成形將共晶間距細(xì)化到約70 nm，斷裂韌性由6.52 MPa·m1/2增加到7.67 MPa·m1/2。隨后，加工過(guò)程中向原料粉末中混入了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%的C纖維[76]，將所得試樣的共晶間距進(jìn)一步細(xì)化到約50 nm，斷裂韌性提升至8.7 MPa·m1/2。Wu等[32]在制備Al2O3/YAG共晶陶瓷時(shí)，對(duì)基板進(jìn)行水冷，提高加工過(guò)程基板冷卻速率，使得共晶間距由0.96 μm減小到0.21 μm，硬度由19.44 GPa增加到21.50 GPa,斷裂韌性由5.40 MPa·m1/2增加到5.86 MPa·m1/2。蘇海軍等[15]在Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷制備過(guò)程中，通過(guò)ZrO2相變?cè)鲰g及裂紋偏轉(zhuǎn)機(jī)制，提高斷裂韌性至8 MPa·m1/2。

5 結(jié) 論

超高溫氧化鋁基共晶陶瓷以其優(yōu)異的高溫綜合力學(xué)性能，在航空航天領(lǐng)域具有巨大的發(fā)展?jié)摿?。以高推比發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件關(guān)鍵核心材料的重大需求牽引為導(dǎo)向，突破多元復(fù)相氧化物共晶陶瓷定向凝固控制難、組織均勻性差及韌性低的關(guān)鍵瓶頸問(wèn)題迫在眉睫。開展高性能氧化鋁基共晶復(fù)相陶瓷高梯度定向凝固技術(shù)與組織均細(xì)化，強(qiáng)韌化及取向可控研究將為實(shí)現(xiàn)航空航天1 600 ℃以上富氧環(huán)境長(zhǎng)時(shí)工作的高溫結(jié)構(gòu)材料與構(gòu)件的研發(fā)和應(yīng)用奠定技術(shù)與理論基礎(chǔ)。為加快突破高性能、強(qiáng)韌化、超高溫氧化物陶瓷的制備瓶頸，目前仍有以下幾方面有待進(jìn)一步探索和突破：

1) 氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固溫度場(chǎng)、應(yīng)力場(chǎng)控制與凝固缺陷抑制。結(jié)合多種數(shù)值模擬技術(shù)，獲得不同加工條件下溫度場(chǎng)、應(yīng)力場(chǎng)、流場(chǎng)等分布規(guī)律，優(yōu)化工藝及探明凝固機(jī)理。

2) 氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固組織和晶體取向控制及選擇機(jī)理。探究共晶單晶相生長(zhǎng)熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)行為，開展單晶生長(zhǎng)取向控制，進(jìn)一步探索強(qiáng)各向異性共晶陶瓷非平衡凝固條件下的晶體取向生長(zhǎng)選擇機(jī)理。

3) 高熔化熵多元復(fù)相氧化物小平面共晶生長(zhǎng)模型與生長(zhǎng)形態(tài)轉(zhuǎn)變機(jī)制。探究高熔化熵氧化物共晶陶瓷高溫度梯度下小平面相復(fù)雜生長(zhǎng)形態(tài)的轉(zhuǎn)變機(jī)制并建立共晶生長(zhǎng)模型。

4) 相界面調(diào)控定向凝固微/納米結(jié)構(gòu)共晶陶瓷強(qiáng)韌化機(jī)制。探明以共晶單晶相界面結(jié)合為基礎(chǔ)的氧化物多元復(fù)相陶瓷強(qiáng)韌化和高溫性能失效機(jī)理，建立多尺度界面、多層次結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)優(yōu)化和相界面結(jié)構(gòu)匹配關(guān)系，探索協(xié)同提升共晶陶瓷強(qiáng)度和韌性的新方法。