洞察
共晶陶瓷凭借其卓越的高温性能、机械强度和化学稳定性，在航空航天、能源、电子、汽车等多个高精尖领域展现出巨大的商业价值。其在航空发动机、燃气轮机、核能系统等关键部件中的应用，能够显著提升设备性能、效率和可靠性，降低能源消耗与环境污染，为相关产业带来显著的经济效益和可持续发展优势。此外，随着制备技术的不断进步和应用领域的持续拓展，共晶陶瓷市场潜力巨大，有望在未来成为推动高端制造业发展的重要材料。”
1.背景介绍
氧化物共晶陶瓷因其独特的三维网状微观结构特征和强相界面结合特性，在高温环境下表现出优异的组织和性能稳定性。此外，氧化物共晶陶瓷具有优良的抗氧化、耐腐蚀及低密度等特性，在航空航天超高温（>1600°C）热端部件中具有广阔的应用前景。定向凝固技术作为一种先进的材料制造工艺，通过精确控制冷却条件，使熔体按照特定的方向逐步凝固，形成具有特定的组织和性能。目前常见的共晶陶瓷定向凝固技术主要包括布里奇曼法、微抽拉法、电子束悬浮区熔以及激光悬浮区熔等，其中激光悬浮区熔方法能够制备获得组织细小、强相界面结合的共晶陶瓷。然而，直接利用现有的定向凝固技术制备大尺寸、复杂形状共晶陶瓷仍然面临较大困难，严重限制了氧化物共晶陶瓷的广泛应用。
近年来，大尺寸烧结共晶陶瓷（SEC）的制备工艺受到广泛关注。首先，通过定向凝固或其他熔体生长方法制备共晶陶瓷；然后，将共晶陶瓷破碎成共晶粉末，并压制成特定形状；最后，通过致密化处理获得烧结共晶陶瓷，并再次形成独特的共晶结构。该工艺为制备大尺寸、复杂形状、微细结构的共晶陶瓷试样提供了可行性。
热压烧结和放电等离子烧结是SEC成型和致密化的常用方法。然而，这些方法依赖模具并受到单向压力的限制，仅能制备块状烧结共晶陶瓷。增材制造（AM）因其快速成型、无需模具和后续机械加工的特点，为复杂形状部件的高精度快速成型提供了便利。现有AM技术中，光固化3D打印因其高成型精度、高成形质量脱颖而出，是复杂高精度陶瓷试样的优选技术之一。将定向凝固高致密共晶陶瓷光固化成形与热等静压（HIP）技术相结合，是一个创新性研究方法，有利于获得全致密、复杂结构、高性能共晶陶瓷试样。
“ 3D Science Valley 白皮书 图文解析
”
2.成果介绍
近日，西北工业大学苏海军教授团队报道了大尺寸异形Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的光固化制备方法。以激光悬浮区熔定向凝固技术制备的纳米组织共晶粉为原料，采用光固化3D打印成形异形的共晶生坯，经过初步的预烧，获得全闭孔的烧结共晶陶瓷预制体，进而利用热等静压进行致密化处理，最终得到全致密的Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷异形件。该工作为航空航天热端部件用复杂形状共晶陶瓷的制备提供了技术基础。相关工作“Complex shaped Al2O3/YAG/ZrO2eutectic ceramics with excellent high temperature mechanical properties printed by vat photopolymerization”发表在Additive Manufacturing, 2025, 101: 104703。
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.addma.2025.104703
3.图文解析
本研究所用的实验原料为粒度1~2 μm的Al2O3、Y2O3、ZrO2粉末，将三种原料按照共晶配比进行混料制备预制体。使用激光悬浮区熔方法（LFZM）对预制体进行定向凝固，如图1b2所示。制备的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷棒具有均匀光滑的表面，长度为85-90 mm，直径为3.5-4 mm（图1b3）。使用定制的研钵对共晶陶瓷棒进行初步破碎（图1c1），随后将共晶粉末加入预混树脂中制备陶瓷浆料。对混料进行光固化3D打印，制备复杂涡轮叶片状陶瓷试样。脱脂和预烧结工艺后进行热等静压致密化后处理。最终比较不同工艺参数下的烧结共晶陶瓷（SEC）、烧结多晶陶瓷（SPC）及热等静压后的陶瓷（HIP）试样。
图1 复杂形状Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的制备方法: (a) 预制体的制备, (a1) 混粉, (a2) 球磨, (a3) 压制成形; (b) 激光悬浮区熔定向凝固制备共晶陶瓷, (b1) 预制体烧结, (b2)激光悬浮区熔制备, (b3) 共晶陶瓷形貌; (c)共晶粉末制备, (c1) 共晶棒破碎, (c2)共晶粉末形貌, (c3) 共晶粉末球磨; (d)光固化成形, (d1)共晶粉末配置浆料, (d2) 浆料球磨混合, (d3) 光固化成形; (e) 光固化试样热等静压工艺, (e1) 脱脂, (e2) 烧结, (e3) 热等静压。
图2展示了激光悬浮区熔定向凝固制备的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷横截面和纵截面的组织形貌。平均共晶层片间距为140 ± 20 nm。共晶陶瓷横截面呈现胞状共晶结构。当凝固速率较高时，固液界面前沿出现成分过冷，界面失稳，形成胞状共晶结构。
图2 Al2O3/YAG/ZrO2定向凝固共晶陶瓷组织形貌: (a) 横截面组织; (a1) 共晶胞结构; (b) 纵截面组织; (b1) 层片结构。
图3所示在1500-1600°C温度范围内，大颗粒内部的层片结构共晶组织演变痕迹保留完整（图3(a)-(c)绿色标记）。棒状结构组织不明显，但存在三相颗粒组合而成的区域，由于其粒径较小，在该温度范围内发生颗粒球化。随着烧结温度的升高，在1650-1670°C烧结温度下，原始的规则层片结构发生明显的变形，其形态由层片转为不规则形状。在1700°C温度下得到的Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷的相尺寸不超过1.8 μm。Al2O3、YAG、ZrO2三相的形状随温度的增加变化不大。随着烧结温度的增加，三相之间的长径比关系保持不变：Al2O3<YAG<ZrO2。
图3 不同烧结温度下的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷组织形貌: (a) 1500°C; (b) 1550°C; (c) 1600°C; (d) 1650°C; (e) 1660°C; (f) 1665°C; (g) 1670°C; (h) 1680°C; (i) 1700°C。
图4所示Al2O3/YAG/ZrO2定向凝固共晶陶瓷，其横截面具有胞状结构，共晶胞内存在棒状共晶与层片共晶组织，具有洁净的相界面，界面存在半共格/共格匹配关系。定向凝固试样在1500°C下经过100 h热暴露后，共晶组织发生明显的粗化与变形。两种结构的演化存在差异：层片结构的扩散限制在二维空间内，比棒状结构扩散更为困难，热稳定性更好。随着烧结温度的增加，层片结构中的ZrO2、Al2O3和YAG相先后发生不规则形变。
图4 定向凝固Al2O3/YAG/ZrO2共晶组织TEM图: (a) 棒状结构, (b)层片结构:
1500°C/100 h热处理后的组织形貌: (c) 棒状结构, (d)层片结构。
图5所示随烧结温度的升高，Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷试样的相对密度不断提升。陶瓷烧结过程的组织演变存在五个阶段：(1)颗粒重排：颗粒松散分布、烧结程度低，颗粒间相互接触、连接较弱；(2)烧结颈长大：相互接触的颗粒之间形成烧结颈，烧结颈逐渐长大，小颗粒与大颗粒发生融合；(3)孔隙球化：开孔网络平滑，孔隙逐渐球化，晶粒长大，致密化程度迅速增加；(4)孔隙闭合：形成离散的球形或透镜状孔隙，晶粒继续长大，相对密度增长缓慢；(5)晶粒异常生长：大部分气孔被去除，晶粒尺寸异常增长，闭合孔隙逐渐减小，直至消失。随着烧结温度的增加，试样的开孔率由38.97%开始不断降低；当烧结温度升高至1670℃，开放性孔隙完全消失，闭孔率为7.90%。
图5 不同温度下Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷组织形貌：(a) 1500°C; (b) 1550°C; (c) 1600°C; (d) 1650°C; (e) 1660°C; (f) 1665°C; (g) 1670°C; (h) 1680°C; (i) 1700°C。
将热等静压处理前后的Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷与烧结多晶陶瓷试样经过切割、抛光，并在1500°C热暴露30 min，四种陶瓷的微观组织形貌如图6。图6中(a1)、(a2)的烧结共晶陶瓷，在热等静压处理前后，三相仍均匀分布，原始Al2O3/YAG/ZrO2定向凝固共晶陶瓷的规则层片结构与棒状组织转变为烧结层片结构、烧结棒状结构与烧结多晶结构共存的形貌。图6(b1)、(b2)的烧结多晶陶瓷，热等静压处理后的三相尺寸均有增长，但各相尺寸显著低于同等致密度的同成分烧结试样。
图6 不同处理方式下的Al2O3/YAG/ZrO2陶瓷1500°C热暴露30min的组织形貌：
(a1) 1670 烧结共晶陶瓷; (a2) 烧结共晶陶瓷热等静压后; (b1) 1685 烧结多晶陶瓷; (b2) 烧结多晶陶瓷热等静压后。
图7所示经热等静压(HIP)处理后的Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷长条状试样与空心叶片状样成形良好，除烧结收缩外，未发生明显的变形。将热等静压处理后的试样与光固化成形的原始生坯尺寸进行对比，计算得到各向尺寸的总收缩率。δz>δx>δy。Z方向为光固化成形的沉积方向，陶瓷颗粒的轻微沉降会导致打印层内颗粒自上而下呈现梯度浓度分布，脱脂烧蚀，剩余大量残余孔隙，经过无压预烧以及热等静压致密化后，Z方向烧结收缩率最大。通过两步烧结处理所得的Al2O3/YAG/ZrO2烧结共晶陶瓷试样的各向烧结收缩率分别为：X方向18.77±0.46%，Y方向17.67±0.37%，Z方向20.46±0.45%。
图7 热等静压烧结的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷：(a) 长条状试样；(b) 空心导叶状试样；(c)长条状试样烧结收缩率；(d) 各向异性尺寸示意图；(e) 相应方向上的气体加压投影面。
图8展示了随着预烧温度的增加，试样的开口孔隙率不断减小，相对密度逐渐增加，而闭口孔隙率则呈现先增大后减小的趋势。通过无压烧结制备相对密度为91.71±1.25%的全闭孔试样，但经热等静压处理后，HIP-ed SEC试样的相对密度提升至99.27±0.22%，为近全致密陶瓷。对于烧结程度较高的试样(预烧温度≥1600℃)，由于热等静压的温度较低(1550℃)，颗粒间烧结颈的进一步增长困难，因此HIP处理前后开孔率变化不大。当试样中的初始闭孔率较高时(预烧温度≥1600℃)，在高压气体的作用下，处于高温软化状态试样的闭合孔隙周围组织易发生塑性变形，从而使得闭合孔隙被强制破坏，分裂成更小的闭合孔隙，或者孔隙被挤压减小直至消失。
图8. 热等静压烧结的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的相对密度和孔隙率；(b) 1670℃烧结共晶和(c)热等静压后的共晶陶瓷致密化程度对比；(d) HIP处理前后SEC的相对密度和孔隙率变化。
4.结论与展望
本研究制备了Al2O3/YAG/ZrO2热等静压烧结共晶陶瓷，并对其微观组织和烧结收缩率、孔隙率、相对密度等物理性能以及室温、高温抗弯强度、硬度与断裂韧性等力学性能进行了分析。与相同HIP工艺条件下制备的同成分烧结多晶陶瓷进行了对比。经热等静压处理，烧结共晶陶瓷的相成分未发生改变，三相平均尺寸分别增长至1.43 μm、1.38 μm、0.78 μm，但仍小于烧结多晶陶瓷以及高致密无压烧结共晶陶瓷的相尺寸。经HIP处理，烧结共晶陶瓷样件发生体积收缩，但未见异常变形，通过无压预烧与HIP致密化处理所得的烧结共晶陶瓷在X、Y、Z方向的烧结收缩率分别为：18.77±0.46%、17.67±0.37%、20.46±0.45%，相对密度提升至99.27±0.22%。室温抗弯强度为352.99±39.97 MPa，1500℃下的高温抗弯强度为299.38 MPa，强度保持率为84.81%。各项性能指标均优于同成分的烧结多晶陶瓷及无压烧结共晶陶瓷。
5.通讯作者简介
苏海军，西北工业大学长聘二级教授、博士生导师。国家级领军人才，国家优青，中国有色金属创新争先计划获得者。入选国家首批“香江学者”计划、陕西省“青年科技新星”、陕西省冶金青年科技标兵、陕西省金属学会优秀科技工作者，担任陕西高校青年创新团队学术带头人、陕西重点科技创新团队带头人和先进高温合金陕西省高校重点实验室主任。长期从事先进定向凝固技术与理论及新材料研究，涉及高温合金、高熵合金、超高温复合陶瓷、生物陶瓷、钙钛矿太阳能电池、结构功能一体化复合材料以及定向凝固与增材制造技术等。主持包括国家重点研发计划项目，国家自然基金重点、优青等7项国家基金在内的30余项国家级重要科研项目，在Nano Energy，Advanced Functional Materials，Nano Letters，Composites part B: engineering，Additive manufacturing等知名期刊发表论文200余篇。获授权中国发明专利60余项以及3项美国发明专利。参编专著3部。获陕西省科学技术一等奖、二等奖，中国交通运输协会科学技术二等奖，宁波市科技进步一等奖，陕西高校科学技术研究优秀成果特等奖，陕西省冶金科学技术一等奖，全国有色金属优秀青年科技奖和陕西青年科技奖各1项。
来源
材料科学与工程 l
西工大苏海军教授团队增材顶刊《Additive Manufacturing》！
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