高熵碳化物超高温陶瓷的研究进展
蔡飞燕, 倪德伟, 董绍明
无机材料学报
2024, 39 ( 6):
591-608.
DOI:10.15541/jim20230562
高速飞行技术的发展对高性能热结构材料提出了迫切需求。高熵碳化物(HECs)陶瓷作为近年来发展迅速的一类新型材料, 兼具高熵陶瓷与超高温陶瓷的优良特性, 在极端服役环境中具有广阔的应用前景, 因此得到国内外学者的广泛关注。相比仅含有一种或两种过渡金属元素的传统超高温碳化物陶瓷, HECs综合性能有所提升, 且具有更强的组成和性能可设计性, 因此具备较大的发展潜力。经过对HECs的不断探索, 研究人员获得了许多有趣的结果, 开发了多种HECs的制备方法, 对HECs的显微结构和性能的认识也更加深入。本文综述了HECs的基本理论以及从实验过程中获得的规律; 对HECs粉体、HECs块体、HECs涂层及薄膜, 以及纤维增强HECs基复合材料的制备方法进行了梳理和归纳; 并对HECs的力学、热学等性能, 尤其是与高温应用相关的抗氧化、抗烧蚀性能的研究进展进行了综述和讨论。最后, 针对HECs研究中有待进一步完善的科学问题, 对HECs的未来发展提出了展望。
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图2
通过三种典型过程制备的(TiZrNbTaW)C陶瓷的形貌及元素分布图[67]
正文中引用本图/表的段落
SPS是过渡金属碳化物陶瓷常用的烧结方法, 也是HECs陶瓷块体的重要致密化方法之一[10,18-19,46,48,51,64]。最早报道的采用SPS制备HECs块体材料直接以碳化物粉体为原料[18,64 -65]。考虑到原料粉体对高熵陶瓷的影响, 先合成较细的HECs粉体, 再利用SPS也是常见手段[50]。Castle等[18]以碳化物粉体为原料, 采用SPS制备了致密度为99%的近等摩尔比的(ZrHfNbTa)C陶瓷。除了直接以碳化物粉体为原料的SPS技术外, 在SPS过程中伴随反应发生的烧结技术被称为反应放电等离子烧结[49,66]。Wei等[67]分别以金属单质和碳粉(HEC-M)、金属氧化物和碳粉(HEC-O)、金属碳化物(HEC-C)为原料, 对比了三者在2000 ℃下的SPS行为。三种反应过程最终都形成了单相(TiZrNbTaW)C高熵陶瓷, 但微观结构和元素分布(如图2所示)明显受到起始原料和合成路径的影响。通过三种反应形成的高熵陶瓷具有较高的相对密度(>95%), 其中HEC-O的相对密度达到99.9%。但由于ZrO2和石墨的反应, 最终在HEC-O中形成的是包含富Zr相的两相结构; 因为金属粉体的颗粒尺寸较大, 元素Zr和Nb在HEC-M中容易偏聚。此外, Gild等[68]以碳化物粉体为原料, 将SPS与传统闪烧技术结合, 采用反应放电等离子闪烧技术(Reactive Flash Spark Plasma Sintering, RFSPS)在120 s内制备了高致密度(TiZrHfNbTa)C高熵陶瓷。
Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架。同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度。确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制。HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133]。在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135]。当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox。根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物。如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]。
(a, d) Using metallic powders and graphite as raw materials (HEC-M); (b, e) Using metal carbides as raw materials (HEC-C); (c, f) Using metal oxides and graphite as raw materials (HEC-O) ... Reactive flash spark plasma sintering of high-entropy ultrahigh temperature ceramics 1 2019 ... SPS是过渡金属碳化物陶瓷常用的烧结方法, 也是HECs陶瓷块体的重要致密化方法之一[10,18-19,46,48,51,64].最早报道的采用SPS制备HECs块体材料直接以碳化物粉体为原料[18,64 -65].考虑到原料粉体对高熵陶瓷的影响, 先合成较细的HECs粉体, 再利用SPS也是常见手段[50].Castle等[18]以碳化物粉体为原料, 采用SPS制备了致密度为99%的近等摩尔比的(ZrHfNbTa)C陶瓷.除了直接以碳化物粉体为原料的SPS技术外, 在SPS过程中伴随反应发生的烧结技术被称为反应放电等离子烧结[49,66].Wei等[67]分别以金属单质和碳粉(HEC-M)、金属氧化物和碳粉(HEC-O)、金属碳化物(HEC-C)为原料, 对比了三者在2000 ℃下的SPS行为.三种反应过程最终都形成了单相(TiZrNbTaW)C高熵陶瓷, 但微观结构和元素分布(如图2所示)明显受到起始原料和合成路径的影响.通过三种反应形成的高熵陶瓷具有较高的相对密度(>95%), 其中HEC-O的相对密度达到99.9%.但由于ZrO2和石墨的反应, 最终在HEC-O中形成的是包含富Zr相的两相结构; 因为金属粉体的颗粒尺寸较大, 元素Zr和Nb在HEC-M中容易偏聚.此外, Gild等[68]以碳化物粉体为原料, 将SPS与传统闪烧技术结合, 采用反应放电等离子闪烧技术(Reactive Flash Spark Plasma Sintering, RFSPS)在120 s内制备了高致密度(TiZrHfNbTa)C高熵陶瓷. ... Densification, microstructure and mechanical properties of multicomponent (TiZrHfNbTaMo)C ceramic prepared by pressureless sintering 1 2021 ... SPS和HP工艺对设备要求高且难以制备复杂形状的样品, 因此PLS也被用来制备HECs.进行PLS前通常需要对粉体进行冷等静压成型.Zhang等[69]以氧化物和炭黑为原料, 采用碳热还原制备了碳化物粉体, 经2100~2500 ℃无压烧结获得了(TiZrHfNbTaMo)C陶瓷.随着烧结温度升高, 样品相对密度从84.4%提升至97.0%, 但烧结温度过高会导致晶粒粗化.Yu等以碳化物粉体为原料, 添加酚醛树脂形成热解炭作为烧结助剂, 在2200 ℃无压烧结制备了致密度约97%的(TiZrHfNbTa)C陶瓷[59]; 他们进一步采用无压两步烧结法, 首先将材料加热至2200 ℃, 然后立即降温至1900 ℃保温2~8 h, 并加入质量分数2%~4%的酚醛树脂, 成功制备了致密度大于93%的(TiZrHfNbTa)C陶瓷[70].Chen等[60]通过碳热还原法获得了自合成碳化物粉体, 再在2300~2500 ℃温度下无压烧结1 h, 制备了一系列不同V含量的(TiZrHfVNbTa)C高熵陶瓷. ... Densifying (Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C high-entropy ceramics by two-step pressureless sintering 1 2022 ... SPS和HP工艺对设备要求高且难以制备复杂形状的样品, 因此PLS也被用来制备HECs.进行PLS前通常需要对粉体进行冷等静压成型.Zhang等[69]以氧化物和炭黑为原料, 采用碳热还原制备了碳化物粉体, 经2100~2500 ℃无压烧结获得了(TiZrHfNbTaMo)C陶瓷.随着烧结温度升高, 样品相对密度从84.4%提升至97.0%, 但烧结温度过高会导致晶粒粗化.Yu等以碳化物粉体为原料, 添加酚醛树脂形成热解炭作为烧结助剂, 在2200 ℃无压烧结制备了致密度约97%的(TiZrHfNbTa)C陶瓷[59]; 他们进一步采用无压两步烧结法, 首先将材料加热至2200 ℃, 然后立即降温至1900 ℃保温2~8 h, 并加入质量分数2%~4%的酚醛树脂, 成功制备了致密度大于93%的(TiZrHfNbTa)C陶瓷[70].Chen等[60]通过碳热还原法获得了自合成碳化物粉体, 再在2300~2500 ℃温度下无压烧结1 h, 制备了一系列不同V含量的(TiZrHfVNbTa)C高熵陶瓷. ... Synthesis and characterization of multicomponent (CrNbTaTiW)C films for increased hardness and corrosion resistance 5 2018 ... 对HECs涂层及薄膜的研究主要集中在力学性能和晶体结构等方面.磁控溅射(Direct Current Magnetron Sputtering, DCMS)工艺是制备HECs涂层和薄膜的常用方法, 通常以金属为阴极靶材, 以CH4为反应气体, 通过溅射沉积使原子互相反应从而在基材表面形成HECs涂层[62,71 -72].文献[61?-63,72?-74]使用5种金属作为阴极靶材, 通过调整靶材和反应气氛来改变涂层的物相组成、微观结构和表面形貌, 成功制备了(CrCuNbTiY)C、(TiZrHfNbTa)C、(CuSiTiYZr)C、(TiAlCrNbY)C、(SiZrNbHfTa)C和(TiZrNbHfSi)C等系列HECs涂层.碳含量和沉积温度对涂层的晶粒尺寸、密度和致密度等微观结构都有影响[75-76].如图3所示, 随着沉积温度升高, 近等摩尔比(TiNbTaCrW)C薄膜表面变为更致密的闭合光滑形态; 且300 ℃沉积的近等摩尔比(TiNbTaCrW)C薄膜具有致密柱状结构, 而600 °C沉积的近等摩尔比(TiNbTaCrW)C薄膜柱状结构底层上出现了厚约20 nm的多晶结构[71].另一项研究结果表明, 在80~650 ℃温度范围内沉积的(CrCuNbTiY)C涂层由晶态碳化物和无定形碳组成, 近化学计量比(C/金属≈1.1)的涂层结晶良好, 而超化学计量比(C/金属≈2.7)的涂层几乎呈非晶态[63].这与(TiAlCrNbY)C涂层[61]和(TiZrHfNbTa)C涂层[73]的结果类似.Braic等[74]认为“晶格畸变效应”是形成(CuSiTiYZr)C涂层非晶态结构的主要原因, 因此300 ℃沉积的近化学计量比(CuSiTiYZr)C涂层具有非晶态结构, 而在类似条件下沉积的(Ti, Zr)C涂层具有良好的结晶度.Rost等[77]制备了不同碳含量的HECs薄膜(ZrHfTaMoW)C1?x和(TiZrHfNbTa)C1?x, 并研究了碳化学计量比对薄膜热导率的影响(具体结论将在性能章节中介绍). ...
(a, b) Highly dense oxide scale embedded in oval Hf/Zr-rich grains; (c) Initial oval grains in the areas away from ablation surface ... Ablation behaviour of (Hf-Ta-Zr-Nb)C high entropy carbide ceramic at temperatures above 2100 °C 1 ... 抗烧蚀性能也是UHTCs在极端环境应用的重要性能指标.Peng等[129]以10种过渡金属碳化物和氮化物为原料, 采用高能球磨和SPS制备了(TiZrHfNbTa)C0.8N0.2(HECN)新型高熵超高温陶瓷.对HECN在2227 ℃下烧蚀行为的研究表明, 氧化物层中形成了Hf、Zr元素富集的大颗粒骨架(如图9所示), 晶界上主要是Ti、Nb、Ta元素富集的连续第二相, 亚晶格上的氮取代显著提高了陶瓷的耐烧蚀性能, 与(TiZrHfNbTa)C相比, 质量烧蚀率和线烧蚀率分别降低了(57±1)%和(72±1)%.Wang等[130]用等离子体炬考核了(ZrHfNbTa)C在2100 ℃的抗烧蚀性能, 结果显示质量烧蚀率从0.21 mg·cm?2·s?1 (烧蚀60 s)增加到0.45 mg·cm?2·s?1(烧蚀120 s), 表明样品的质量烧蚀率随烧蚀时间延长而增加.在氧化层中也观察到Nb、Ta富集氧化物和Zr、Hf富集氧化物的相分离, 具有复杂成分和相分布的氧化层是一种有效的抗烧蚀屏障.Guo等[131]采用氧-乙炔焰在2000 ℃下研究了添加体积分数20% SiC对(TiZrHfNbTa)C (HEC)和TiC-ZrC-HfC-NbC-TaC(MMC)烧蚀性能的影响, 结果表明添加SiC减缓了陶瓷的氧化速率, 但SiC未参与MMC和HEC的氧化, 仅仅形成SiO2.此外, XRD结果表明四种陶瓷的烧蚀产物几乎相同, 也就是说无论碳化物陶瓷是在宏观水平上机械混合还是在原子水平上聚集, 在超高温烧蚀条件下, 它们在MMC和HEC中的最终烧蚀产物似乎是相同的, 这与氧化实验中观察到的复杂氧化物不同, 可以归因于烧蚀过程时间相对较短(120 s), 初级氧化物在烧蚀过程中无法进一步相互作用形成复杂氧化物.Wang等[94]也对比了(TiZrHfNbTa)C和(TiZrHfNbTa)C- xSiC的抗烧蚀性能, 结果表明添加适量SiC能够提升纯高熵陶瓷的抗烧蚀性能, 烧蚀过程中在碳化物陶瓷表面形成的包含Hf-Zr-Si-O的复杂氧化层能够为内部材料提供有效保护, 其中添加体积分数10% SiC的样品烧蚀90 s后的线烧蚀率约0.3 μm/s, 仅为(TiZrHfNbTa)C的1/10.Ni等[56]采用氧-乙炔焰研究了(TiZrHfNbTa)C陶瓷在2000 ℃、60 s条件下的烧蚀行为.如图10所示, 氧化层的物相非常复杂, 烧蚀中心包含顶部的Tix(ZraHfbNbcTa1-a-b-c)1-xO2富集层、中间的多孔层和最内部的致密层, 后两层均含有(ZrxHf1-x)6(NbyTa1-y)2O17和Ti(NbxTa1-x)2O7; 在烧蚀中心和边缘, 最内层由(ZrxHf1-x)6(NbyTa1-y)2O17晶粒嵌入熔点较低的连续Ti(NbxTa1-x)2O7基质组成, 这种结构减弱了氧的向内扩散, 对抗烧蚀性能十分有利. ... Ablation behavior of (TiZrHfNbTa)C high-entropy ceramics with the addition of SiC secondary under an oxyacetylene flame 1 2022 ... 抗烧蚀性能也是UHTCs在极端环境应用的重要性能指标.Peng等[129]以10种过渡金属碳化物和氮化物为原料, 采用高能球磨和SPS制备了(TiZrHfNbTa)C0.8N0.2(HECN)新型高熵超高温陶瓷.对HECN在2227 ℃下烧蚀行为的研究表明, 氧化物层中形成了Hf、Zr元素富集的大颗粒骨架(如图9所示), 晶界上主要是Ti、Nb、Ta元素富集的连续第二相, 亚晶格上的氮取代显著提高了陶瓷的耐烧蚀性能, 与(TiZrHfNbTa)C相比, 质量烧蚀率和线烧蚀率分别降低了(57±1)%和(72±1)%.Wang等[130]用等离子体炬考核了(ZrHfNbTa)C在2100 ℃的抗烧蚀性能, 结果显示质量烧蚀率从0.21 mg·cm?2·s?1 (烧蚀60 s)增加到0.45 mg·cm?2·s?1(烧蚀120 s), 表明样品的质量烧蚀率随烧蚀时间延长而增加.在氧化层中也观察到Nb、Ta富集氧化物和Zr、Hf富集氧化物的相分离, 具有复杂成分和相分布的氧化层是一种有效的抗烧蚀屏障.Guo等[131]采用氧-乙炔焰在2000 ℃下研究了添加体积分数20% SiC对(TiZrHfNbTa)C (HEC)和TiC-ZrC-HfC-NbC-TaC(MMC)烧蚀性能的影响, 结果表明添加SiC减缓了陶瓷的氧化速率, 但SiC未参与MMC和HEC的氧化, 仅仅形成SiO2.此外, XRD结果表明四种陶瓷的烧蚀产物几乎相同, 也就是说无论碳化物陶瓷是在宏观水平上机械混合还是在原子水平上聚集, 在超高温烧蚀条件下, 它们在MMC和HEC中的最终烧蚀产物似乎是相同的, 这与氧化实验中观察到的复杂氧化物不同, 可以归因于烧蚀过程时间相对较短(120 s), 初级氧化物在烧蚀过程中无法进一步相互作用形成复杂氧化物.Wang等[94]也对比了(TiZrHfNbTa)C和(TiZrHfNbTa)C- xSiC的抗烧蚀性能, 结果表明添加适量SiC能够提升纯高熵陶瓷的抗烧蚀性能, 烧蚀过程中在碳化物陶瓷表面形成的包含Hf-Zr-Si-O的复杂氧化层能够为内部材料提供有效保护, 其中添加体积分数10% SiC的样品烧蚀90 s后的线烧蚀率约0.3 μm/s, 仅为(TiZrHfNbTa)C的1/10.Ni等[56]采用氧-乙炔焰研究了(TiZrHfNbTa)C陶瓷在2000 ℃、60 s条件下的烧蚀行为.如图10所示, 氧化层的物相非常复杂, 烧蚀中心包含顶部的Tix(ZraHfbNbcTa1-a-b-c)1-xO2富集层、中间的多孔层和最内部的致密层, 后两层均含有(ZrxHf1-x)6(NbyTa1-y)2O17和Ti(NbxTa1-x)2O7; 在烧蚀中心和边缘, 最内层由(ZrxHf1-x)6(NbyTa1-y)2O17晶粒嵌入熔点较低的连续Ti(NbxTa1-x)2O7基质组成, 这种结构减弱了氧的向内扩散, 对抗烧蚀性能十分有利. ... Elucidating the role of preferential oxidation during ablation: insights on the design and optimization of multicomponent ultra-high temperature ceramics 1 2022 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ... Oxyacetylene ablation of (Hf0.2Ti0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2)C at 1350-2050 ℃ 1 2023 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ... In-situ determination of the HfO2-Ta2O5-temperature phase diagram up to 3000 ℃ 3 2019 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Oxides formed between ZrO2 and Nb2O5 3 1995 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Ablation behavior and mechanisms of Cf/(Ti0.2Zr0.2Hf0.2Nb0.2Ta0.2)C-SiC high-entropy ceramic matrix composites 1 2022 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ... The system HfO2-TiO2 2 1987 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Investigation of the phase transition in ZrTiO4 and ZrTiO4-SnO2 solid solutions 2 1983 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Vibrational spectra of HfO2-ZrO2 solid solutions 2 1982 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Phase equilibria in the system vanadium oxide-niobium oxide 2 1965 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Investigations on the quasi-binary system V2O5-Ta2O5 2 2006 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... A re-examination of the system Nb2O5-TiO2 at liquidus temperatures 4 1969 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Phase equilibrium relations in the systems titania-niobia 2 1955 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Effect of oxide additions on the polymorphism of tantalum pentoxide (system Ta2O5-TiO2) 2 1968 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Effect of oxide additions on the polymorphism of tantalum pentoxide III. Stabilization of the low temperature structure type 3 1970 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Sub-solidus equilibria in the system Nb2O5-Ta2O5 2 1961 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
总之, 由于多种元素在氧化行为上的协同作用, 目前研究中设计的大部分HECs表现出良好的抗氧化性和热稳定性.HECs的氧化产物主要是氧化物固溶体, 相比单一氧化物减少了相变导致的裂纹, 且HECs相对于单一碳化物具有更高的OOT显然有利于材料的高温使用, 高熔点氧化物的骨架和低熔点氧化物的自愈合作用使得复杂组成的氧化产物能够在较宽温域内为内部材料提供良好保护.在设计高熵超高温陶瓷时, 金属阳离子的选择至关重要, 一方面, 组元碳化物的性能影响HECs性能; 另一方面, 氧化产物的热稳定性会影响HECs的氧化行为.第IVB族元素是主要成分的最佳选择, 高熔点第IVB族氧化物的快速形成将有利于在高温下建立固体骨架结构, 而具有低熔点氧化物的第V族元素作为滞后氧化的碳化物可确保材料总体上具有较高的热稳定性, 因此需要进一步优化针对第V族元素(形成低熔点氧化物)和第VI族元素(形成气态氧化物)的选择.目前的研究主要集中在等摩尔比HECs的抗氧化和抗烧蚀性能研究, 从氧化层设计出发, 结合各组分碳化物和氧化产物性能, 调控HECs组成, 有利于进一步提升HECs的高温抗氧化、抗烧蚀性能. ... Condensed phase relations in the systems ZrO2-WO2-WO3 and HfO2-WO2-WO3 3 1967 ... Ye等[132]结合热力学分析和实验阐明了优先氧化在多组分UHTCs和高熵超高温陶瓷烧蚀行为中的作用, 发现UHTCs中的金属成分可按热力学分为优先氧化成分(Preferential Oxidizing Component, MP)和滞后氧化成分(Lagging Oxidizing Component, ML), 前者在氧化层中构建骨架, 后者填充氧化物骨架.同时, 在氧化层中形成了热力学驱动的MP和ML浓度梯度.确定氧化反应过程中形成的平衡相是HECs等多组分系统设计的必要步骤, 在较长的氧化进程内, 形成的平衡氧化产物受其热力学稳定性和氧化动力学控制.HECs的氧化产物中大多是固溶体氧化物, 氧化产物的物相及形貌对氧化或烧蚀温度非常敏感[133].在HECs的氧化产物中, 由于离子替代的可能性, 在高熵陶瓷上形成的实际氧化物极有可能形成复合氧化物, 比如HfO2和ZrO2容易形成(Hf, Zr)O2固溶体, Nb2O5和Ta2O5容易形成(Nb, Ta)2O5固溶体, 根据Ta2O5-HfO2相图和Nb2O5-ZrO2相图, Hf6Ta2O17和Zr6Nb2O17能稳定存在, 因此(ZrxHf1?x)6(NbyTa1?y)2O17是HECs氧化或烧蚀后常见的高熔点氧化产物且通常呈鳞片状[134-135].当烧蚀温度进一步提升, Cai等[136]在Cf/(TiZrHfNbTa) C-SiC经过2430 ℃烧蚀后的氧化产物中也检测到具有良好高温稳定性的(TiZrHfNbTa)Ox.根据第IV族和第V族氧化物的相应相图(第VI族金属形成的氧化物多是气态的), Backman等[119]基于前期已有相图总结了已知的复合氧化物.如表4所示, HECs的氧化产物通常对应表中化合物的复杂变体[134-135,137????????? -147]. ...
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