本发明涉及一种陶瓷复合材料，它在室温至高温的很宽范围 内有高的力学强度和优异的抗蠕变能力，适合用作高温下的结构 材料。 人们一直在研究SiC和Si3N4，以开发可用于高温下的陶瓷 材料，但它们的高温性能还不够好。作为替代产品，由Societe Europeene de Propulsion提供的通过化学汽相浸渍(chemical vapor impregnation)制造的SiC/SiC复合材料引起了人们的注 意，当前，它被认为是已经开发和研究过的最好的高温结构材料。 据报导，它们可以使用的温度高达1400℃。 陶瓷的制造主要是通过粉末烧结方法进行的，其中粉末特性 的改进，例如更细的粒度和更高的纯度，使得获得在室温下具有 30GPa的高强度ZrO2陶瓷成为可能。也可以制造在烧结陶瓷材料 中分散有纳米级的附加陶瓷颗粒的复合材料，这样可以提供强度、 韧性和热性能均有改进的陶瓷材料。 人们通常都认为氧化物陶瓷不能用作承受高负荷的高温结构 陶瓷，因为氧化物陶瓷在高温下容易变形。但是氧化物陶瓷在高温 下的抗氧化性和耐腐蚀性要优于其它类型的陶瓷，因此，如果能 够改善氧化物陶瓷的高温力学强度，可以预计它能用于更广泛的 领域。就此而言，预计熔点高于2000℃的金属氧化物如Al2O3、 ZrO2和MgO，以及稀土元素氧化物如Y2O3、La2O3、Sm2O3、 Gd2O3、Nd2O3和Er2O3可用于高温陶瓷。 日本专利公开公报第5-85821号中公开了一种由稀土元素氧 化物(一种稀土元素的氧化物或者两种或多种稀土元素的氧化物) 和Al2O3组成的烧结体，以及其制造方法。首先混合稀土元素氧化 物和Al2O3，并成型为坯体，然后在最优烧结温度下将坯体烧结一 段优化时间，以将烧结体的晶粒尺寸控制在30μm或更小，由此可 以防止晶粒的异常长大和气孔的出现，并提供高强度、高韧性和高 可靠性的稀土元素氧化物—氧化铝烧结体。 T.Parthasarathy等人在美国陶瓷协会杂志Vol.76，No.1， pp29-32(1993)公开了一种低共熔晶体Al2O3-Y3Al5O12的氧化 铝和钇铝石榴石的复合材料(本文以下有时也称”YAG”)。 Parthasarathy等人还公开了一种通过在坩锅中单向地熔化 并凝固Al2O3和Y2O3的混合粉末，从而生产复合材料的方法。 从该文献第29页，右栏，第9行和第10行以及图1和图2的 叙述可以看出该复合材料是多晶的并且含有晶界。这种观点从“失 效通常是在有裂纹沿Al2O3-YAG界面扩展时，沿晶团界面发生 的”。在该文献的图2中这些晶团界面是指显微结构大于其它部分 的那些部分。 当应变速率恒定时，该复合材料在1530℃和1650℃时的应力 与蓝宝石的相等。 此外，本发明人通过实验证明由Parthasarathy等人公开的复 合材料的显微结构中含有气孔或孔隙，并且复合材料的力学强度 在高温下下降很快。 由上可以看出，陶瓷复合材料在高温下的力学性能很大程度 上取决于所包含材料的晶界结构，基体与增强相之间的界面，以 及增强相和基体的结晶学特性，并且要求精确控制这些因素。 本发明人在考虑到上述的常规技术中存在的问题之后，进行 了深入的研究以得到从室温到高温均有优异的力学强度和抗蠕变 性的陶瓷复合材料，尤其是在高温下性能有明显改进的复合材料。 结果，本发明人发明了由α-Al2O3和YAG组成的新型陶瓷 复合材料，它包括单晶/单晶相，单晶/多晶相，和多晶/多晶相(参 见日本专利公开公报第07-149597和07-187893号以及日本专 利申请第06-240790号)。 本发明的目的在于，在上述由α-Al2O3和YAG组成的陶瓷 复合材料的基础上，提供一种新型凝固体陶瓷复合材料，它由至 少两种选自金属氧化物和复合金属氧化物的氧化物晶体相组成， 即金属氧化物/金属氧化物，金属氧化物/复合金属氧化物，复合 金属氧化物/复合金属氧化物，并从室温到高温均有优异的力学性 能和抗蠕变性，尤其在高温下具有明显改善的性能。 因此，根据本发明提供了一种凝固体陶瓷复合材料，它由至 少两种选自金属氧化物和复合金属氧化物的氧化物晶体相组成， 但当上述至少两种氧化物是氧化铝(Al2O3)以及氧化铝(Al2O3)和 氧化钇(Y2O3)的复合氧化物(YAG)的组合时除外。 可列举的金属氧化物包括： Al2O3，MgO，SiO2，TiO2，ZrO2，CaO，BaO，BeO，FeO， Fe2O3，MnO，CoO，Nb2O3，Ta2O3，Cr2O3，SrO，ZnO，NiO， Li2O3，Ga2O3，HfO2，ThO2，UO2和SnO2。 可列举的稀土元素氧化物包括： La2O3，Y2O3，CeO2，Pr6O11，Nd2O3，Sm2O3，Eu2O3，Gd2O3， Tb4O7，Dy2O3，Ho2O3，Er2O3，Tm2O3，Yb2O3和Lu2O3。 复合氧化物，有时也称为化合物氧化物或二元氧化物，指两 种或多种金属元素的氧化物。 可列举的复合氧化物包括： 3Al2O3·2SiO2，MgO·A2O3，Al2O3·TiO2，BaO·Al2O3， BaO·6Al2O3，BeO·Al2O3，BeO·3Al2O3，3BeO·Al2O3， CaO·TiO2，CaO·Nb2O3，CaO·ZrO2，2CoO·TiO2，FeAlO4， MnAlO4，2MgO·Y2O3，2MgO·SiO2，MgCr2O4，MgO·TiO2， MgO·Ta2O5，MnO·TiO2，2MnO·TiO2，3SrO·Al2O3， SrO·Al2O3，SrO·2Al2O3，SrO·6Al2O3，SrO·TiO2，3Y2O3·5Al2O3， 2Y2O3·Al2O3，2MgO·Al2O3·SiO2，LaAlO3，CeAlO3，PAlO3， NdAlO3，SmAlO3，EnAlO3，GdAlO3，DyAlO3，Yb4Al2O9和 Er3Al5O12。 可列举的氧化铝与稀土元素或金属的复合氧化物包括： 11Al2O3·La2O3，11Al2O3·Nd2O3，11Al2O3·Pr2O3， EuAl11O18，2Gd2O3·Al2O3，Sm2O3·11Al2O3，Yb3Al5O12， CeAlO3，CeAl11O18，Er3Al5O12和Er4Al2O9。 每种晶相的氧化物可以是任何一种单一氧化物，如Al2O3，复 合氧化物如MgO·Al2O3，或固溶体氧化物。固溶体氧化物指在一 种主要氧化物中固溶了其它氧化物的一种氧化物。 术语“凝固体”是指通过熔化至少两种氧化物粉末或原料，再 冷却熔融物料使凝固化而得到的坯体。“凝固”有时也称为“熔凝” 或“熔铸”，例如以“熔凝氧化铝”或“熔铸氧化铝”来表述。所说的凝 固体与烧结体是明显不同的。 通过控制制备条件，本发明的陶瓷复合材料能够具有均匀的 结构，它没有晶团和孔隙。本发明的陶瓷复合材料不包括任何晶界 相，而该晶界相在烧结体中是经常存在的，并且其组成与每种晶 粒的组成不一样，例如它可由助烧剂或反应产物或其混合物构成。 通过控制制备条件，还可以制备由金属氧化物—金属氧化物， 金属氧化物—复合金属氧化物、或复合金属氧化物—复合金属氧化 物的结合的单晶体/单晶体，单晶体/多晶体或多晶体/多晶体组合 所构成的陶瓷复合材料。 所说的单晶体是指在陶瓷复合材料的X射线衍射中仅观察到 从一组特定的晶面产生的衍射峰。这意谓着陶瓷复合材料仅包括一 个单晶体或多个在同一结晶学方向排列的单晶体，最典型地是一 种三维连续的单晶体。 此外，单晶体或多晶体相的每一相可以具有三维连续的结构， 并且这些三维连续相独特地相互络合。 任选地，在本发明的陶瓷复合材料中，仅有的多晶相可以是 三维连续相，其中多个单晶体可以以纤维或颗粒的形式分散。 也可以向所说的组分氧化物中添加附加的氧化物，它能够在 陶瓷复合材料的至少一种组分氧化物中溶解或析出，或存在于相 界内，由此改变陶瓷复合材料的力学或热学性能。 相的尺寸可以通过选择凝化时间来控制，但通常都控制在1 至50μm。这里，所说的相的尺寸是指在陶瓷复合材料的截面上观 察到的相的尺寸。最典型地，截面图具有海岛状结构(如图1)。 例如，以Al2O3和SiO2的结合为例，即由Al2O3相和 3Al2O3·2SiO2相构成的陶瓷复合材料，可获得由Al2O3和SiO2制成的复合 氧化物，因为它们形成由68mol％Al2O3和32mol％的SiO2构成的 低共熔晶体。在本发明的陶瓷复合材料中，通过改变原料Al2O3和 SiO2粉末的比例，Al2O3和复合氧化物3Al2O3·2SiO2之间的比例 可在约20-80％(体积)的Al2O3和约80-20％(体积)的 3Al2O3·2SiO2的范围内改变。 此外，以Al2O3和Gd2O3的结合为例，可形成由78mol％的 Al2O3和22mol％的Gd2O3构成的低共熔晶体，因此可获得由 Al2O3相和GdAlO3相构成的陶瓷复合材料，其中GdAlO3相具有 由Al2O3和Gd2O3形成的复合氧化物的钙铁矿结构。该陶瓷复合材 料组成可在约20-80％(体积)的α-Al2O3和约80-20％(体积) 的GdAlO3范围内。 根据本发明可以存在的钙铁矿结构氧化物包括LaAlO3、 CeAlO3、PrAlO3、NdAlO3、SmAlO3、EuAlO3和DyAlO3。 包括至少一种有钙铁矿结构的氧化物的陶瓷复合材料可以有 更细的结构，结果可以增强力学强度。 在Al2O3和Er2O3结合的情况下，可形成81.1mol％Al2O3和 18.9mol％Er2O3的低共熔晶体，可制得由Al2O3相和Er3Al5O12相组成的陶瓷复合材料，其中Er3Al5O12相是由Al2O3和Er2O3形 成的复合氧化物，它具有石榴石结构。该陶瓷复合材料可以包括约 20-80％(体积)的α-Al2O3和80-20％(体积)的Er3Al5O12。 可在本发明中存在的具有石榴石结构的氧化物包括Yb3Al5O12等。 包括至少一种具有石榴石型结构的陶瓷复合材料可以有改进 的抗蠕变性。 本发明的陶瓷复合材料可以例如通过以下方法来制造。 通过称重和混合制备至少两种氧化物陶瓷粉末的混合粉末， 它们的比例可以制成期望的陶瓷复合材料。混合方法没有特别限 制，既可以是干混又可以是湿混。在湿混方法中，通常将醇类如甲 醇或乙醇用作介质。 然后将混合粉末加热到使两种原料粉末均熔化的温度，例如 在Al2O3和SiO2的情况下，可在常规炉子例如电弧炉中加热到 1950℃-2100℃来熔化混合粉末。 接着，将熔融体倒入坩埚，并单向地凝固以制造本发明的陶 瓷复合材料。任选地，将所说的熔融体首先凝固一次，粉碎后再装 入坩埚中，然后再一次熔化并单向地凝固。另外，将上述熔融体注 入加热到预定温度的坩埚内，然后在控制的冷速下冷却从而得到 凝固体。 在熔化和凝固时的气氛压力通常为300乇或更低，优选为 10-3乇或更低。单向凝固时移动坩埚的速率，即陶瓷复合材料的生 长速率通常为500mm/小时或更低，优选1-100mm/小时。除气 氛压力和坩埚移动速率以外的条件的控制可以与常规方法相同方 式进行。 如果在熔化和凝固期间气氛压力或坩埚移动速率超出上述范 围，则容易出现气孔或孔隙，因此难以获得力学强度和抗蠕变特 性优异的陶瓷复合材料。 单向凝固使用的设备可以是常规设备，其中坩埚装在一个垂 直安放的圆筒形容器中并可以竖直移动，大致沿圆筒形容器的中 央部分绕上感应加热线圈，并配置一个真空泵以对容器空间抽真 空。 本发明的陶瓷复合材料在高温下的耐热性、耐久性、强度、热稳 定性等均有明显改善，并在高于1500℃的温度下在空气中表现出 优异的特性，因此它们在作为喷气式发动机及发电机的涡轮叶片， 以及测量高温性能的支架等部件使用方面是很有利的。 此外，它们在现在使用氧化物基陶瓷如Al2O3的广泛领域均 是很有用的，例如在高温炉中的热交换器，核聚变炉的材料，耐磨 材料以及耐腐蚀材料。 此外，如果所说的陶瓷复合材料被制成纤维或粉末的形式， 它们可以适合分散在陶瓷复合材料或镍基高温合金或钴基高温合 金等用于发电机透平或喷气式发动机的涡轮叶片的材料中作为增 强用成分。而且，得到的粉末可以通过例如等离子体喷涂的方法 在金属或其它部件的表面熔化并凝固从而可以改进部件的抗氧化 性和耐腐蚀性。 纤维形式的陶瓷复合材料例如可以这样来制成，即改变由单 方向凝固制成的凝固体使其成为直径约1mm的线材，将这种线材 的一端浸入组成与线材相同的熔融物料的浴中，并拉出线材从而 以纤维形式生长晶体。 另一方面，也可以采用棱边限定的引入薄膜生长方法(Edge- defined Film-fed Growth method)，其中将导槽放入熔体浴中以 产生毛细管作用并拉出导槽；或采用激光加热浮游带熔融法 (LHF)，其中通过烧结预先制成的棒材被能量束如激光束辐照产 生区域熔化并单方向凝固。 粉末形式的陶瓷材料可以通过以下方法来制备，使熔融物料 通过坩埚底部的细小孔掉入具有温度梯度的炉子中，从而凝固。 表面涂覆可以如下方式进行，将待涂覆部件浸入熔体浴中， 在浸有部件的情况下使熔体单方向凝固，然后通过后切削或加工 将装熔体的坩埚去掉。 图1是实施例1制得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图2是实施例2获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图3和图4是实施例3获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微 照片； 图5是对比例1获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图6是实施例4获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图7是实施例5获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图8是对比例2获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图9至16分别是实施例6至13获得的陶瓷复合材料的扫描 电镜显微照片； 图17是对比例3获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图18是实施例14获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图19是对比例4获得的陶瓷复合材料的扫描电镜显微照片； 图20是实施例15获得的复合材料的扫描电镜显微照片； 图21是对比例5获得的复合材料的扫描电镜显微照片；和 图22是实施例16获得的复合材料的扫描电镜显微照片。 实施例1 用乙醇将摩尔比为78.0％比22.0％的α-Al2O3粉末和 Gd2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Gd2O3的混合粉末装入一个炉室中的钼 坩埚内，其中气氛压力保持在10-5乇，而且通过感应线圈将坩埚 加热至1850-2000℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着，在相同气 氛压力下通过以5mm/小时的速度降低所说的坩埚来进行单向凝 固，从而得到单向凝固体。 图1所示为这样获得的凝固体在垂直凝固方向切出的截面的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是GdAlO3相而黑色部 分是α-Al2O3相。 由此表明凝固体的陶瓷复合材料不包括任何的晶团或晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，从垂直于凝固方向的平面获得的陶瓷复合材料的X射 线衍射图中，仅观察到由α-Al2O3的特定晶面得到的一个衍射 峰，和由GdAlO3的特定晶面得到的一个衍射峰，说明凝固体是由 α-Al2O3单晶相和GdAlO3单晶相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表1，其中三点抗弯强度是在空 气中测量的。陶瓷复合材料在1750℃保温50小时，增重0.003g/ cm3。 表1 实施例1 实施例2 三点抗弯强度(MPa) 600 1000 实施例2 用乙醇将摩尔比为78.0％比22.0％的α-Al2O3粉末和 Gd2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Gd2O3的混合粉末装入一个炉室中的钼 坩埚内，其中气氛压力保持在1O-5乇，而且通过感应线圈将坩埚 加热至1850-2000℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着，在相同气 氛压力下通过以20mm/小时的速度降低坩埚来进行单方向凝固， 从而得到单方向凝固体。 图2所示为这样获得的凝固体在垂直凝固方向切出的截面的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是GdAlO3相而黑色部 分是α-Al2O3相。 由此表明所说的凝固体的陶瓷复合材料不包括任何的晶团或 晶界相，也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，从垂直于凝固方向的平面获得的陶瓷复合材料的X射 线衍射图中，仅观察到由α-Al2O3的一组特定晶面得到的一个衍 射峰，和由GdAlO3的多组晶面得到的多个衍射峰，说明凝固体是 由α-Al2O3单晶相和GdAlO3多晶相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表1和表3，其中的三点抗弯强 度是在1600℃下于空气中在10-4每秒的应变速率下测得的。陶瓷 复合材料在1700℃保温50小时，增重为0.003g/cm3。 实施例3 重复实施例2的工艺，只是坩埚的移动速率为50mm/小时， 得到了凝固体。 图3和图4分别示出了在垂直和平行于凝固方向切出的截面 的凝固体的扫描电镜显微照片。可以看出凝固体具有一种独特的结 构，它比实施例2的结构更细，并且纤维状的GdAlO3相均匀分散 在Al2O3相中。 该陶瓷复合材料的力学强度列于表2，其中三点抗弯强度是在 1600℃下于空气中测得的。 表2 实施例3 对比例1 三点抗弯强度(MPa) 800 100 对比例1 使用乙醇将摩尔比与实施例1相同的α-Al2O3粉末和Gd2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和Gd2O3混合粉末装入石墨模具中，在 10-2乇的气氛压力下以500kg/mm2(4900MPa)压力在1680℃下 烧结2小时，制成烧结体。 从这样获得的烧结体的X射线衍射图中，可以看到多个 α-Al2O3晶面的衍射峰和多个GdAlO3晶面的衍射峰。 图5示出了在垂直于烧结时的压制方向切出的截面上看到的 烧结体的扫描电镜显微照片。该照片中，白色部分是GdAlO3晶粒， 黑色部分是α-Al2O3晶体。 由此表明该烧结体是包括α-Al2O3晶粒和GdAlO3晶粒的陶 瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表2和表3，其中三点抗弯强度 和耐压蠕变强度在1600℃下于空气中测量的。 表3 实施例2 对比例1 耐压蠕变强度(MPa) 400 100 实施例4 用乙醇将摩尔比为81.1％比18.9％的α-Al2O3粉末和Er2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和Er2O3混合粉末装入放在一个炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在1O-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1900-2000℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以5mm/小时的速度降低坩埚进行单向凝固，以获得 单向凝固体。 图6示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是Er3Al5O12相而黑色部 分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由α-Al2O3的特定晶界面产生的一个 衍射峰和由Er3Al5O12的特定晶面产生的一个衍射峰，说明该凝固 体是由α-Al2O3单晶相和Er3Al5O12单晶相组成的陶瓷复合材 料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表4和表6，其中三点抗弯强 度是在1800℃下于空气中测量的，而耐压蠕变强度是在1600℃下 在空气中以10-4/秒的应变速率测量的。陶瓷复合材料在1700℃ 下保温50小时，增重0.002g/cm3。 表4 实施例4 对比例2 三点抗弯强度(MKPa) 450 40 实施例5 用乙醇将摩尔比为81.1％比18.9％的α-Al2O3粉末和Er2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和Er2O3混合粉末装入放在一个炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1900-2000℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以50mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获 得单向凝固体。 图7示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是Er3Al5O12相而黑色部 分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由α-Al2O3的一组特定晶面产生的一 个衍射峰和由Er3Al5O12的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝 固体是由α-Al2O3单晶相和Er3Al5O12多晶相两相组成的陶瓷复 合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表5和表6，其中三点抗弯强 度是在1800℃下于空气中测量的，而耐压蠕变强度是在1600℃下 在空气中以10-4/秒的应变速率测量的。陶瓷复合材料在1700℃ 下保温50小时，增重0.002g/cm3。 对比实施例2 用乙醇将摩尔比与实施例4相同的α-Al2O3粉末和Er2O3粉 末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和Er2O3混合粉末装入石墨模具中，并在 10-2乇的气氛压力下，在500kg/mm2(4900MPa)压力下于 1780℃烧结2小时，得到烧结体。在这样得到的烧结体的X射线衍 射图中，观察到α-Al2O3的多组晶面的多个衍射峰和Er3Al5O12的多组晶面的多个衍射峰。 图8示出了在垂直于烧结时的压制方向上切出的截面上烧结 体的扫描电镜照片。在该照片中，白色部分是Er3Al5O12晶粒而黑 色部分是α-Al2O3晶粒。 由此表明了该烧结体是包括α-Al2O3晶粒和Er3Al5O12晶粒 的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表5和表6，其中三点抗弯强 度是在1800℃下于空气中测量的。耐压蠕变强度是在1600℃下于 空气中以10-4/秒的应变速率测量的。 表5 实施例5 三点抗弯强度(MPa) 600 表6 实施例5 对比例2 耐压蠕变强度(MPa) 480 40 实施例6 用乙醇将摩尔比为69.0％比31.0％的α-Al2O3粉末和 Sm2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Sm2O3混合粉末装入放在室中的钼坩 埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加热至 1850-1950℃以在埚坩中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压力 下通过以50mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获得单 向凝固体。 图9示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是SmAlO3相而黑色部分 是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由α-Al2O3的多组晶面产生的多个衍射 峰和由SmAlO3的多组晶面产生的多个衍射峰，说明凝固体是由 α-Al2O3多晶相和SmAlO3多晶相组成的陶瓷复合材料，其中纤维 形式的SmAlO3相均匀分散在α-Al2O3相中。 陶瓷复合材料的力学强度列于表7和表8，其中三点抗弯强 度是在1700℃下于空气中测量的，而耐压蠕变强度是在1600℃下 以10-4/秒的应变速率测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50 小时，增重0.002g/cm3。 表7 实施例6 三点抗弯强度(MPa) 950 表8 实施例6 耐压蠕变强度(MPa) 600 实施例7 用乙醇将摩尔比为83.7％比16.3％的α-Al2O3粉末和 Yb2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Yb2O3混合粉末装入放在一炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1850-1950℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以5mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获 得单向凝固体。 图10示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是3Yb2O3·5Al2O3相而 黑色部分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由α-Al2O3的特定晶面产生的一个衍 射峰和由3Yb2O3·5Al2O3的特定晶面产生的一个衍射峰，说明该 凝固体是由α-Al2O3单晶相和3Yb2O3·5Al2O3单晶相组成的陶 瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表9，其中三点抗弯强度是在 1600℃下于空气中测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50小 时，增重0.002g/cm3。 表9 实施例7 三点抗弯强度(MPa) 550 实施例8 用乙醇将摩尔比为77.5％比22.5％的α-Al2O3粉末和La2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和La2O3混合粉末装入放在一炉室中的钼 坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加热 至1800-1900℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压 力下通过以50mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获得 单向凝固体。 图11示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是LaAlO3相而黑色部分 是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由α-Al2O3的多组晶面产生的多个衍射 峰和由LaAlO3的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝固体是由 α-Al2O3多晶相和LaAlO3多晶相组成的陶瓷复合材料，其中纤维 状的LaAlO3相均匀分散在α-Al2O3相中。 陶瓷复合材料的力学强度列于表10，其中三点抗弯强度是在 1600℃下于空气中测量的。陶瓷复合材料在1600℃下保温50小 时，增重0.002g/cm3相中。 表10 实施例8 三点抗弯强度(MPa) 750 实施例9 用乙醇将摩尔比为80.3％比19.7％的α-Al2O3粉末和 Nd2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Nd2O3混合粉末装入放在一炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1850-1950℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以20mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获 得单向凝固体。 图12示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的扫 描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是NdAl11O18相而黑色部 分是AlNdO3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由NdAl11O18的特定晶面产生的一个衍 射峰和由AlNdO3的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝固体 是由NdAl11O18单晶相和AlNdO3多晶相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表11，其中三点抗弯强度是在 1700℃下于空气中测量的。 实施例10 用乙醇将摩尔比为80.3％比19.7％的α-Al2O3粉末和 Nd2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Nd2O3混合粉末装入放在室中的钼坩 埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加热至 1850-1950℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压力 下通过以50mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获得单 向凝固体。 图13示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是NdAl11O18相而黑色 部分是AlNdO3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由NdAl11O18的多组晶面产生的多个衍 射峰和由NdAlO3的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝固体 是由AlNdO3多晶相和NdAl11O18多晶相组成的陶瓷复合材料， 其中纤维状的NdAl11O18均匀分散在AlNdO3相中。 陶瓷复合材料的力学强度列于表11，其中三点抗弯强度是在 1700℃下于空气中测量的。 表11 实施例9 实施例10 三点抗弯强度(MPa) 800 1000 实施例11 用乙醇将摩尔比为71.7％比28.3％的α-Al2O3粉末和Eu2O3粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和Eu2O3混合粉末装入放在一炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1750-1850℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以20mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获 得单向凝固体。 图14示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是AlEuO3相而黑色部 分是EuAl11O18相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由AlEuO3的特定晶面产生的一个衍 射峰和由EuAl11O18的多组晶面产生的多个衍射峰，说明凝固体是 由AlEuO3单晶相和EuAl11O18多晶相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表12，其中三点抗弯强度是在 1600℃下于空气中测量的。 实施例12 用乙醇将摩尔比为78.8％比21.2％的α-Al2O3粉末和 Pr6O11粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以 除去乙醇。 将得到的α-Al2O3和Pr6O11混合粉末装入放在一炉室中的 钼坩埚中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加 热至1900-1950℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛 压力下通过以20mm/小时的速度降低坩埚以进行单向凝固，以获 得单向凝固体。 图15示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是PrAlO3相而黑色部 分是PrAl11O18相，两相均为复合金属氧化物。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由PrAl11O18的特定晶面产生的一个衍 射峰和由Er3Al5O12的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝固体 是由PrAl11O18单晶相和PrAlO3多晶相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表12，其中三点抗弯强度是在 1800℃下于空气中测量的。 表12 实施例11 实施例12 三点抗弯强度(MPa) 650 700 实施例13 用乙醇将摩尔比为68.0％比32.0％的α-Al2O3粉末和SiO2粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和SiO2混合粉末装入放在一炉室中的钼 坩埚中，其中气氛压力保持在10-2乇，通过感应线圈将坩埚加热 至1950-2100℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压 力下通过以5mm/小时的速度降低坩埚进行单向凝固，以获得单 向凝固体。 图16示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是3Al2O3·2SiO2(莫来 石)相而黑色部分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由α-Al2O3的特定晶界面产生的一个 衍射峰和由3Al2O3·2SiO2的特定晶面产生的一个衍射峰，说明该 凝固体是由α-Al2O3单晶相和3Al2O3·2SiO2单晶相组成的陶瓷 复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表13，其中三点抗弯强度是在 1850℃下于氩气中测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50小 时，增重0.003g/cm3。 以与上述相同方式，制备其它金属的氧化物并单向凝固。得到 的凝固体的组成相和X射线衍射峰的结果列于表13。发现这些凝 固体的陶瓷复合材料不包括任何晶团和晶界相，并具有均匀的结 构。 对比例3 重复实施例13的工艺，只是将所说的炉室内的压力改为常压 (即大气压)。 图17示出了这样获得的由α-Al2O3和3Al2O3·2SiO2组成 的凝固体在垂直于凝固方向切出的截面的扫描电镜显微照片。照片 说明凝固体陶瓷复合材料包括晶团和晶界相，还有气孔。 此外，获得的陶瓷复合材料在垂直于凝固方向的平面上的X 射线衍射图案中，可观察到α-Al2O3的多组晶面的多个衍射峰， 和3Al2O3·2SiO2的多组晶面的多个衍射峰，说明该凝固体是由 α-Al2O3多晶相和3Al2O3·2SiO2多晶相组成的陶瓷复合材料。 以与上述相同的方式，制备其它金属氧化物的原料粉末并单 方向凝固。得到的凝固体的组成相和X射线衍射的结果列于表 14。发现这些陶瓷复合材料包括晶团和晶界相并有气孔。 表13 原料粉末及其比例 组成陶瓷复合 X射线衍射的结果 (摩尔％) 材料的相 xA yB α-Al2O3 单晶体 68％ Al2O3 32％ SiO2 3Al2O3·2SiO2 单晶体 2Y2O3·Al2O3 单晶体 60％ Y2O3 40％ Al2O3 3Y2O3·5Al2O3 单晶体 NiO 单晶体 78％ NiO 22％ Y2O3 Y2O3 单晶体 α-Al2O3 单晶体 80％ TiO2 20％ Al2O3 TiO2 单晶体 表14 原料粉末及其比例 构成陶瓷复合 X射线衍射的结果 (摩尔％) 材料的相 xA yB α-Al2O3 多晶体 68％ Al2O3 32％ SiO2 3Al2O3·2SiO2 多晶体 2Y2O3·Al2O3 多晶体 60％ Y2O3 40％ Al2O3 3Y2O3·5Al2O3 多晶体 NiO 多晶体 78％ NiO 22％ Y2O3 Y2O3 多晶体 α-Al2O3 多晶体 80％ TiO2 20％ Al2O3 TiO2 多晶体 实施例14 用乙醇将摩尔比为68.0％比32.0％的α-Al2O3粉末和SiO2粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和SiO2混合粉末装入放在一炉室中的钼 坩埚中，其中气氛压力保持在10-2乇，通过感应线圈将坩埚加热 至1950-2100℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压 力下通过以60mm/小时的速度降低坩埚进行单向凝固，以获得单 向凝固体。 图18示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是3Al2O3·2SiO2(莫来 石)相而黑色部分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，仅观察到由α-Al2O3的特定晶界面产生的一个 衍射峰和由3Al2O3·2SiO2的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该 凝固体是由α-Al2O3单晶相和3Al2O3·2SiO2多晶相两相组成的 陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表13，其中三点抗弯强度是在 1700℃下于氩气中测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50小 时，增重0.003g/cm3。 以与上述相同方式，制备其它金属的氧化物并单向凝固。凝固 体的组成相和X射线衍射峰的结果列于表15。发现这些陶瓷复合 材料具有均匀的结构，而没有任何晶团和晶界相。 对比例4 重复实施例14的工艺，只是将坩埚室内的压力改为常规压力 (即大气压)。 图19示出了这样获得的由α-Al2O3和3Al2O3·2SiO2组成的 凝固体在垂直于凝固方向切出的截面的扫描电镜显微照片。表明了 该凝固体陶瓷复合材料包括晶团和晶界相，还有气孔。 此外，获得的陶瓷复合材料在垂直于凝固方向的平面上的X 射线衍射图案中，可观察到α-Al2O3的多组晶面的多个衍射峰， 和3Al2O3·2SiO2的多组晶面的多个衍射峰，说明该凝固体是由 α-Al2O3多晶相和3Al2O3·2SiO2多晶相组成的陶瓷复合材料。 以与上述相同的方式，制备其它金属氧化物的原料粉末并单 向凝固。得到的凝固体的组成相和X射线衍射的结果列于表16。 发现这些陶瓷复合材料包括晶团和晶界相并有气孔。 表15 原料粉末和它们的比例 构成陶瓷复合 X射线衍射的结果 (摩尔％) 材料的相 xA yB α-Al2O3 单晶体 68％ Al2O3 32％ SiO2 3Al2O3·2SiO2 多晶体 2Y2O3·Al2O3 单晶体 60％ Y2O3 40％ Al2O3 3Y2O3·5Al2O3 多晶体 NiO 单晶体 78％ NiO 22％ Y2O3 Y2O3 多晶体 α-Al2O3 单晶体 80％ TiO2 20％ Al2O3 TiO2 多晶体 表16 原料粉末和它们的比例 构成陶瓷复合 X射线衍射的结果 (摩尔％) 材料的相 xA yB α-Al2O3 多晶体 68％ Al2O3 32％ SiO2 3A12O3·2SiO2 多晶体 2Y2O3·Al2O3 多晶体 60％ Y2O3 40％ Al2O3 3Y2O3·5Al2O3 多晶体 NiO 多晶体 78％ NiO 22％ Y2O3 Y2O3 多晶体 α-Al2O3 多晶体 80％ TiO2 20％ Al2O3 TiO3 多晶体 实施例15 用乙醇将摩尔比为68.0％比32.0％的α-Al2O3粉末和SiO2粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和SiO2混合粉末装入放在一炉室中的钼 坩埚中，其中气氛压力保持在10-2乇，通过感应线圈将坩埚加热 至1950-2100℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压 力下通过以220mm/小时的速度降低坩埚进行单向凝固，以获得 单向凝固体。 图20示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是3Al2O3·2SiO2(莫来 石)相而黑色部分是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由α-Al2O3的多组晶界面产生的多个衍 射峰和由3Al2O3·2SiO2的多组晶面产生的多个衍射峰，说明该凝 固体是由α-Al2O3多晶相和3Al2O3·2SiO2多晶相两相组成的陶 瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表17，其中三点抗弯强度是在 1850℃下于氩气中测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50小 时，增重0.003g/cm3。 表17 实施例13 实施例 14实施例15 三点抗弯强度(MPa) 400 450 550 以与上述相同方式制备其它金属氧化物并单向凝固。得到的凝 固体的组成相和X射线衍射结果列于表18。结果发现该凝固体为 具有均匀结构且没有任何晶团或晶界相的陶瓷复合材料。 对比例5 重复实施例15的工艺，只是将所说的炉室内的压力改为常压 (即大气压)。 图21示出了这样获得的包括α-Al2O3和3Al2O3·2SiO2的 凝固体在垂直于凝固方向切出的截面的扫描电镜显微照片。表明了 该凝固体陶瓷复合材料包括晶团和晶界相，还有气孔。 此外，获得的陶瓷复合材料在垂直于凝固方向的平面上的X 射线衍射图案中，可观察到α-Al2O3的多组晶面的多个衍射峰， 和3Al2O3·2SiO2的多组晶面的多个衍射峰，说明该凝固体是由 α-Al2O3多晶相和3Al2O3·2SiO2多晶相组成的陶瓷复合材料。 以与上述相同的方式，制备其它金属氧化物的原料粉末并单 向凝固。发现这些陶瓷复合材料包括晶团和晶界相并有气孔。 表18 原料粉末和它们的比例 构成陶瓷复合 X射线衍射的结果 (摩尔％) 材料的相 xA yB α-Al2O3 多晶体 68％ Al2O3 32％ SiO2 3Al2O3·2SiO2 多晶体 2Y2O3·Al2O3 多晶体 60％ Y2O3 40％ Al2O3 3Y2O3·5Al2O3 多晶体 NiO 多晶体 78％ NiO 22％ Y2O3 Y2O3 多晶体 α-Al2O3 多晶体 80％ TiO2 20％ Al2O2 TiO2 多晶体 实施例16 用乙醇将摩尔比为50.4％比49.6％的α-Al2O3粉末和ZrO2粉末在球磨机中湿磨。得到的浆料在旋转蒸发器中干燥以除去乙 醇。 将得到的α-Al2O3和ZrO2混合粉末装入放在室中的钼坩埚 中，其中气氛压力保持在10-5乇，通过感应线圈将坩埚加热至 1950-2100℃以在坩埚中熔化混合粉末。接着在上述的气氛压力 下通过以5mm/小时的速度降低坩埚进行单向凝固，以获得单向 凝固体。 图22示出了制出的凝固体在垂直凝固方向切出的截面上的 扫描电镜显微照片。在该照片中，白色部分是ZrO2相而黑色部分 是α-Al2O3相。 由此表明了该凝固体的陶瓷材料不包括任何晶团和晶界相， 也不存在气孔或孔隙，并获得了均匀的结构。 此外，在垂直于凝固方向的平面上获得的陶瓷复合材料的X 射线衍射图案中，观察到由α-Al2O3的特定晶界面产生的一个衍 射峰和由ZrO2的特定晶面产生的一个衍射峰，说明该凝固体是 由α-Al2O3单晶相和ZrO2单晶相两相组成的陶瓷复合材料。 陶瓷复合材料的力学强度列于表19，其中三点抗弯强度是在 1600℃下于氩气中测量的。陶瓷复合材料在1700℃下保温50小 时，增重0.003g/cm3。此外，在室温下用IF法测量陶瓷复合材料 的断裂韧性，其值高达10MPa 表19 实施例16 三点抗弯强度(MPa) 700