一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法

摘要

本发明涉及工程材料技术领域，具体涉及一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法；由以下重量份配比的原料制备而成：助燃催化剂5‑40份、氧化铝25‑75份、碳化硼20‑30份、增强剂1.5‑3份；上述重量份配置的原料混合球磨，然后100℃～150℃1h烘干，制粒、压力成胚、再次烘干，经过1100℃一次烧结和2200℃二次烧结后得到陶瓷工程材料；本发明制备方法具备十分可观的经济性与便捷的操作性；本发明陶瓷工程材料具有以下优势：1、硬度高；HV>1500~3500;我们制备的复合功能陶瓷HRC超出测量表程；2、高温强度突出及导热率低，可以被用来制造隔热零部件，3、耐磨性能优越，4、密度低、质量小，5、耐腐蚀性能极佳，具有广泛的应用价值。

权利要求

1.一种利用煤炭固废制备的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料，其特征在于，由以下重量份配比的原料制备而成：助燃催化剂5‑40份、氧化铝25‑75份、碳化硼20‑30份、增强剂1.5‑3份；所述增强剂为高分子聚合物，所述助燃催化剂采用如下制备方法得到：步骤一，选用同一煤田同一煤层同时生产固废原料若干份；

步骤二，将步骤一选用的若干份样品空间堆积，保持每份样品之间有间隙，将其送入平炉2h升温至850℃；

步骤三，将温度由850℃以300℃/h的速度升温至950℃，焙烧4～5h，自然降温；

步骤四，破碎步骤三降温后的样品，若发现存在未烧尽杂质，重复步骤一至步骤三；

步骤五，将步骤四破碎后的样品采用鄂式破、球磨或雷蒙磨粉碎至100目；

步骤六，将步骤五所得样品使用荧光光谱吸收仪测定锂和镓的含量；

步骤七，选择步骤六样品中锂含量>0.1%及含有镓的批次的原料直接细磨至325～1000目;

步骤八，按照8： 1～9：1的重量比在步骤七细磨后的原料中添加粒径相同的325目～

1000目TiO2粉末进球磨机球磨30min~1h，球料比为10：1，制成粒径10～100纳米级粉料；

步骤九：将步骤八配好的粉料进天然气或CO直焰回转窑1100℃煅烧4h，制成所需的助燃催化剂。

2.根据权利要求1所述的一种利用煤炭固废制备的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料，其特征在于，所述增强剂为聚乙烯醇、酚醛树脂、羟甲基纤维素中的一种或两种。

3.一种利用煤炭固废制备如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：

步骤一，将重量份配比的助燃催化剂与氧化铝、碳化硼混合后，以水为介质，添加重量份配比的增强剂；

步骤二，将混合后的原料加入球磨机中球磨，使原料粒径达到小于300纳米；

步骤三，步骤二球磨后的原料在100℃ 200℃温度下，30min 1h烘干；

~ ~

步骤四，采用制粒机制粒，粒径1nm

步骤五，在30 70MPa压力下，陶瓷万吨级液压压力机压制成坯；

~

步骤六，将步骤五所得的坯在1100～1200℃工业链排式烧结一次烧结；

步骤七，裂纹、烧缩比、硬度性能检测；弃去有裂纹，烧缩比小于6mm的坯；

步骤八，在72h内，进入1500℃～2200℃卧式电炉工业烧结得到碳化硼防毁伤陶瓷工程材料；

步骤九，进行X光探伤；进行硬度、密度性能检测。

4.根据权利要求3所述的一种利用煤炭固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，其特征在于，所述球磨机类型为高铝衬、高铝球或高钛球球磨机，规格为100kg‑1000kg级。

5.根据权利要求3所述的一种利用煤炭固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，其特征在于，步骤二的球磨条件为，球料比为10：1～10：3；转速为150～300转/min，球磨时间为30min 24h。

~

6.一种如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在动力装置中的应用。

7.一种如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在防护装置上的应用。

8.一种如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在火力装置中的应用。

9.一种如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在舰船、飞机及两栖装备中的应用。

10.一种如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在车辆、岛屿建筑建设及边防哨所及海上、港口防毁伤设施建设中的应用。

说明书

一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程

材料的方法

技术领域

[0001] 本发明涉及工程材料技术领域，具体涉及一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法。

背景技术

[0002] 功能陶瓷作为21世纪的三大金属、塑料、陶瓷工程材料之一, 自20世纪60年代出现以来就以其优异的性能受到军方的高度关注, 并不断应用于坦克装甲车辆、动力装置、
燃气轮机叶片、舰船外壳、飞机外壳涂料、发动机零部件、火力装置内衬及高防毁伤建筑建
设等军用及民用装备, 取得了显著的军事和经济效益。

[0003] 功能陶瓷工程材料具备十分优异的性能，如：高硬度、低密度、防弹、防爆、防毁伤、防火、低膨胀性、耐磨、防腐及耐高温、高隔热等。

[0004] 碳化硼陶瓷具有超常强硬度、近乎恒定高温强度、强中子吸收能力、高弹性模量、高熔点、低膨胀系数等特点。是防毁伤材料中最佳材料选择。理论中碳化硼性能线性量化比
为20wt%。但由于其熔点高达2400℃，且具有独特的结合健，属强金属、共价和离子型键相互
作用, 使得其存在熔点高、烧结困难。现有碳化硼陶瓷应用于工程材料时同时存在烧结温
度高、过高温度导致碳缺失从而影响理化性能导致不稳定，影响了它做为工程材料的可靠
性和应用性。

发明内容

[0005] 本发明为解决现有碳化硼陶瓷熔点高、烧结困难、理化性能不稳定，需要大幅降低烧结温度的技术问题，提供一种利用煤炭固废制备的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料，所述防
毁伤陶瓷工程材料与现有的功能陶瓷相比具有更优异的性能及更低的烧结温度及高硬度，
低密度。

[0006] 为解决上述技术问题，本发明所采用的技术方案为：

[0007] 一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料，其特征在于，由以下重量份配比的原料制备而成：助燃催化剂5‑40份、氧化铝25‑75份、碳化硼20‑30
份、增强剂1.5‑3份；所述增强剂为高分子聚合物，所述助燃催化剂采用如下制备方法得到：

[0008] 步骤一，选用同一煤田同一煤层固废原料若干份；

[0009] 步骤二，将步骤一选用的若干份样品空间堆积，保持每份样品之间有间隙，将其送入平炉2h升温至850℃；

[0010] 步骤三，将温度由850℃以300℃/h的速度升温至950℃，焙烧4～5h，自然降温；

[0011] 步骤四，破碎步骤三降温后的样品，若发现存在未烧尽杂质，重复步骤一至步骤三；

[0012] 步骤五，将步骤四破碎后的样品采用鄂式破、球磨或雷蒙磨将试样粉碎至100目；

[0013] 步骤六，将步骤五所得样品使用火焰原子光谱吸收仪测定锂含量；

[0014] 步骤七，选择步骤六样品中锂含量>0.1%批次的原料直接细磨至325～1000目。

[0015] 步骤八，按照8： 1～9：1的重量比在步骤七细磨后的原料中添加粒径相同的325目～1000目TiO2粉末进球磨机球30min~1h，球磨比为10：1，制成粒径10～100纳米级粉料；

[0016] 步骤九：将步骤八配好的粉料进天然气或CO直焰回转窑1100℃煅烧4h，制成所需的助燃催化剂。

[0017] 进一步的，所述增强剂为羟甲基、三聚乙烯醇、三聚磷酸钠、酚醛树脂、羟甲基纤维素中的一种或两种。

[0018] 另外本发明还提供一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，包括以下步骤：

[0019] 一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备如权利要求1所述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：

[0020] 步骤一，将重量份配比的助燃催化剂与氧化铝、碳化硼混合后，以水为介质，添加重量份配比的增强剂；

[0021] 步骤二，将混合后的原料加入球磨机中球磨，使原料粒径达到小于300纳米；

[0022] 步骤三，步骤二球磨后的原料在100℃ 200℃温度下，30min 1h烘干；~ ~

[0023] 步骤四，采用制粒机制粒，粒径1nm

[0024] 步骤五，在30 70MPa压力下，陶瓷万吨级液压压力机压制成胚；~

[0025] 步骤六，将步骤五所得的胚在1100℃工业链排式烧结一次烧结；

[0026] 步骤七，裂纹、烧失比、硬度等性能检测；弃去有裂纹，烧失比小于6及硬度HRC低于80的胚；

[0027] 步骤八，在72h内，进入1500℃～2200℃卧式电炉工业烧结得到碳化硼防毁伤陶瓷工程材料；

[0028] 步骤九，进行X光探伤；进行硬度、密度等性能检测。

[0029] 进一步的，上述球磨机类型为高铝衬、高铝球或高钛球球磨机，规格为500kg‑1000kg级。

[0030] 进一步的，步骤二的球磨条件为，球磨比为10：1～10：3；转速为150～300转/min，球磨时间为30min 1h。
~

[0031] 本发明解决碳化硼陶瓷工程材料制备技术难点在于：

[0032] 碳化硼陶瓷具有超常强硬度、近乎恒定高温强度、强中子吸收能力、高弹性模量、高熔点、低膨胀系数等特点。是防毁伤材料中最佳材料选择。理论中碳化硼含量最佳比为
20wt%。但由于其熔点高达2600℃，且具有独特的结合健属于强金属、共价和离子型键相互
作用, 使得其存在熔点高、烧结困难。

[0033] 由于碳化硼属斜方晶系，碳含量可从8.8%连续变化到20%，由于在碳化硼中存在较高的空位浓度，而结构空位的非平衡态可以活化扩散物质的转移机构，提高硼和碳的扩散
能动性，晶格畸变增加，扩散激活能和位错运动阻力降低。因此烧结过程可以寻求活化烧
结。活化烧结主要考虑晶粒细化和添加助燃催化剂。表面能的减小是粉末制品烧结的原动
力。粉末越细，比表面越大，烧结驱动力越大。且粉末越细，在制备过程中产生的结构缺陷越
多，烧结速度快，制品密度大，并可以显著降低烧结温度。使用助燃催化剂不仅可以提高烧
结密度，同时利用不同原料的密度及粒径散布通过连续（或准连续）改变两种或多种原料的
结构及助燃催化剂中稀有元素的共价粒子键的结合填补碳化硼晶粒烧结过程中的结构缺
失，达到控制晶粒尺寸，并起到细化晶粒作用，从而得到性能表现优异的梯度复合功能陶
瓷。

[0034] 使用煤炭固废富含锂镓稀有金属元素助燃催化剂中氧化硅及氧化铝纳米级颗粒经高温焙烧后含有尖晶石、莫来石等捕集重金属镍和钒的组分，提高了基质活性和捕集重
金属的能力；高温焙烧微球热晶化时其中部分SiO2和Al2O3进入液相，使微球表面形成了丰
富的大孔，微球具有了非常理想的孔径分布，Y型分子筛就生长在微球微孔的内外表面上而
使其具有很好的碳化硼分子可接近性，弥补了碳化硼晶粒结构缺陷，增加了催化剂对碳化
硼粒子共价健结合，稳定裂化活性；原位晶化产物中Y沸石与碳化硼基质是以似化学键的方
式相结合，使得具有较高的热稳定性；晶化产物经和助燃催化剂的稀有元素交换时部分稀
有元素与碳化硼沉积在分子筛骨架外的基质上，这些沉积稀土有效地保护分子筛接受重金
属钒，更加增进了抗重金属粒子攻击能力。同时，镓粒子以液相形式游离促进陶瓷晶相生成
与稳定。使其具备高比密度。

[0035] 另外本发明还提供一种上述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在动力装置中的应用。

[0036] 一种上述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在防护装置上的应用。

[0037] 发动机是坦克装甲车辆的心脏和原始动力的源泉, 其性能直接决定了坦克装甲车辆的机动性能。在一定储油量条件下, 发动机热效率越高, 行驶里程越长, 坦克装甲车
辆的战役机动性就越好。提高坦克装甲车辆的机动性能关键因素之一在于提高发动机性
能, 并降低全车质量。理论研究表明:在相同条件下, 提高发动机的工作温度, 其功率可
相应增大, 燃烧效率大大提高。

[0038] 目前世界各国主战坦克的发动机主要以金属材料为主, 铝合金的耐温极限为350 ℃, 钢和铸铁为450 ℃, 最好的超级耐热合金的耐温极限也不能超过1 093 ℃, 金属材
料的耐温极限极大地限制了发动机工作温度的提升 。使用各种冷却装置不但使发动机设
计复杂化, 还增加质量, 耗费大量功率。因此, 专家预测, 未来发动机推动比的提高, 1/
3～1/2的可能性取决于发动机材料性能的提高。

[0039] 碳化硼功能陶瓷由于其具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损、密度小、导热率低等优异性能而受到广大发动机设计、研究人员的青睐。许多专家认为功能陶瓷在发动机上的应用是
内燃机发明以来最鼓舞人心的新发展, 它将最终解决发动机要在苛刻环境下工作的问题。

[0040] 但是, 整体陶瓷发动机开发技术难度非常大, 特别是陶瓷材料的高成本和低可靠性这2大问题仍未圆满解决, 在现阶段实现商业化和实用化还存在难点。因此, 许多国
家采用了先小后大、先近后远、先部件后整机、先常规后先进的方针, 研究重点转向陶瓷零
件, 并从20世纪80年代后期起成为陶瓷材料在发动机上应用的主流方向。到目前为止, 这
方面的成果已超出了实验室的研究阶段, 许多陶瓷零部件已大批生产, 并在坦克装甲车
辆的发动机上得到广泛应用 。

[0041] 一种上述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在火力装置中的应用。

[0042] 碳化硼功能陶瓷的高强度、高硬度、低密度特性使得功能陶瓷成为制造装甲防护系统的理想材料, 如陶瓷装甲的维氏硬度值高达1 500～3 500 HV, 我们所制备的碳化硼
功能陶瓷的密度大约是钢材的1/4。硬度超HRC测量范围。此外, 碳化硼功能陶瓷还具有比
金属材料高得多的动力学弹性极限。利用陶瓷材料的密度效应、吸能效应、磨损效应等特性
可显著地提高坦克装甲车辆的防护能力。

[0043] 功能陶瓷作为一种脆性材料, 其断裂韧度值非常低, 不能承受任何疲劳或结构负荷, 也不能经受多重打击。因此, 要达到满意的防护效果, 通常采用与其他装甲材料组
合使用的方式。我们所制备的碳化硼功能陶瓷采用了不同粒径的助燃催化剂、氧化铝、碳化
硼（碳化硅）进行纳米级制粒高压成胚，利用不同原料的密度及粒径散布通过连续（或准连
续）改变两种或多种原料的结构和组分等因素，使其内部界面减少甚至消失，达到缓和内部
应力的目的，从而得到性能渐变的新型复合功能梯度陶瓷材料。

[0044] 此外，根据不同的防护装备要求，采用钛铝板等封装材料封装、高分子聚合物气凝胶、橡胶等材料填充及锰钢板背板等材料复合及高强材料夹肋等约束等形成多层约束功能
陶瓷装甲。从而解决抗多次打击能力。

[0045] 一种上述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在舰船、飞机及两栖装备中的应用。

[0046] 碳化硼功能陶瓷材料的高抗压和抗蠕变特性也使其成为口径20～30mm机枪枪管内衬的理想材料, 通过合理设计, 使陶瓷材料保持三向压缩状态, 不但可克服其脆性, 
保证陶瓷衬管的安全使用, 还可以有效抑制枪管的严重烧蚀。用微球型纳米功能陶瓷粉末
制备的润滑剂, 可使普通的滑动摩擦转变成了滚动摩擦, 在火炮身管和枪管喷涂这种润
滑剂后可提高弹丸初速15%以上, 同时可有效减少磨损量, 提高武器使用寿命。

[0047] 碳化硼功能陶瓷的化学稳定性极好, 在强酸、强碱环境中也能保持较好的物理化学性能。实践表明:通过在装甲钢上喷涂陶瓷层的方式可有效阻止海水对装甲钢的腐蚀;采
用陶瓷泥技术可有效解决坦克轮毂处螺纹孔与螺栓的锈蚀难题;功能陶瓷添加石墨制备的
炮塔座圈弹子可有效解决坦克炮塔与座圈的咬死与粘连问题。

[0048] 一种上述的碳化硼防毁伤陶瓷工程材料在车辆、岛屿建筑建设及边防哨所及海上、港口防毁伤设施建设中的应用。由于我们制备的反毁伤碳化硼功能陶瓷理论最大尺幅
可达到2000mmX3000mmX10mm，根据防护要求，采取多层级叠加可满足民用车辆及建筑及各
类防毁伤建筑的防护要求。

[0049] 与现有技术相比本发明具有以下有益效果：

[0050] 本发明制备方法且具备十分可观的经济性与便捷的操作性，烧结温度低，节省能源。

[0051] 本发明陶瓷工程材料具有以下优势：1、硬度高；HV >1500 3500;我们制备的复合~
功能陶瓷HRC超出测量表程；

[0052] 2、高温强度突出及导热率低。常见的氮化硅陶瓷在1400 ℃、碳化硅陶瓷在1700 ℃时, 强度仍高达700 MPa, 而此时大多数金属材料早已软化或熔化成液体 。在1000 ℃
以上时, 氮化硅和碳化硅便具有比金属材料更高的强度 。此外, 功能陶瓷还具有导热率
低的特点。与钢铁相比, 氮化硅是其导热率的1/4～1/3, 氧化锆是其导热率的1/15左右。
因此, 碳化硼功能陶瓷的高强度、低导热特点常被用来制造隔热零部件。

[0053] 3、耐磨性能优越。相关试验表明:在有润滑条件下, 由金属与陶瓷组成的摩擦副不但陶瓷接近零磨损, 金属的磨损量也比与金属相互配对时要小得多。特别是氮化硅与钢
配对的摩擦副, 即使是在恶劣的润滑条件下也具有极大的抗咬合耐磨损能力。本发明制备
的碳化硼陶瓷由于添加了镓离子，形成镓离子表面析出附着，具有更加优异的耐磨性能。

[0054] 4、密度低、质量小。用陶瓷制成的零部件不但自身质量小, 对于一些运动件还可以减少驱动该部件所需的能量, 有利于加快响应速度, 并减小振动。低密度和高强度的综
合特性, 使得陶瓷成为制造高速运动零件的最佳材料之一。本发明制备的陶瓷工程材料密
度约为钢材密度的1/4。

[0055] 5、耐腐蚀性能极佳。陶瓷惰性大, 除氢氟酸及高浓度的碱以外, 几乎对所有的化学品都具有优异的耐腐蚀性能。既可以用于制作整体零部件, 也可以以涂层或衬里的表面
处理形式使其他材料免于被侵蚀。

具体实施方式

[0056] 以下结合具体实施例对本发明作进一步说明。

[0057] 实施例1

[0058] 一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，采用如下步骤:

[0059] 步骤一：按照如下重量份比混合原料：350目助燃催化剂（密度0.7）40份、150目氧化铝（密度3.9）30份、320目碳化硼（密度2.5）30份；以水为介质，添加1.5份增强剂；本例选
择羟甲基0.5份，三聚乙烯醇1份。

[0060] 步骤二：将混合后原料加入球磨机中，球磨比为10：3；转速150转/min，球磨时间45min达到<300纳米粒径；

[0061] 步骤三：在100℃温度下，1h烘干；

[0062] 步骤四：采用制粒机制粒，检测1nm

[0063] 步骤五：在30MPa压力下，压制成D=50mm胚；

[0064] 步骤六：1100℃工业链排式烧结一次烧结；弃去有裂纹，烧失比小于6及硬度HRC低于80的胚；

[0065] 步骤七：在72h内，进入1700℃～2000℃电炉工业烧结；

[0066] 步骤八：得到硬度HRC爆表，密度2.16的复合梯度功能陶瓷。

[0067] 上述助燃催化剂的制备方法为：

[0068] 所用助燃催化剂采用如下制备方法得到：

[0069] 步骤一，选用同一煤田同一煤层固废原料若干份；

[0070] 步骤二，将步骤一选用的若干份样品空间堆积，保持每份样品之间有间隙，将其送入平炉2h升温至850℃；

[0071] 步骤三，将温度由850℃以300℃/h的速度升温至950℃，焙烧4～5h，自然降温；

[0072] 步骤四，破碎步骤三降温后的样品，若发现存在未烧尽杂质，重复步骤一至步骤三；

[0073] 步骤五，将步骤四破碎后的样品采用鄂式破、球磨或雷蒙磨将试样粉碎至100目；

[0074] 步骤六，将步骤五所得样品使用火焰原子光谱吸收仪测定锂含量；

[0075] 步骤七，选择步骤六样品中锂含量>0.1%批次的原料直接细磨至350目。

[0076] 步骤八，按照8： 1的重量比在步骤七细磨后的原料中添加粒径相同的500目TiO2粉末进球磨机球45min，球磨比为10：1，制成粒径10～100纳米级粉料；

[0077] 步骤九：将步骤八配好的粉料进天然气或CO直焰回转窑1100℃煅烧4h，制成所需的助燃催化剂。

[0078] 实施例2

[0079] 一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，采用如下步骤:

[0080] 步骤一：按照如下重量份比混合原料： 350目助燃催化剂（密度0.7）5份、325目氧化铝（密度3.9）75份、320目碳化硼（密度2.5）20份；以水为介质，添加3份增强剂；本例选择
0.5份羟甲基与2.5份三聚磷酸钠为增强剂。

[0081] 步骤二：将混合后原料加入球磨机中，球磨比为10：1；转速200转/min，球磨时间30min达到<300纳米粒径；

[0082] 步骤三：在100℃温度下，1h烘干；

[0083] 步骤四：采用制粒机制粒，检测1nm

[0084] 步骤五：在60MPa压力下，压制成D=50mm胚；

[0085] 步骤六：1100℃工业链排式烧结一次烧结；弃去有裂纹，烧缩比小于6mm及硬度HRC低于80的胚；

[0086] 步骤七：在72h内，进入1500℃～1700℃电炉工业烧结；

[0087] 步骤八：得到硬度HRC=91，密度2.8的复合梯度功能陶瓷。

[0088] 所用助燃催化剂的制备方法同实施例1。

[0089] 实施例3

[0090] 一种利用煤炭固废或铝矾土固废制备碳化硼防毁伤陶瓷工程材料的方法，采用如下步骤:

[0091] 步骤一：按照如下重量份比混合原料： 1000目助燃催化剂（密度0.7）40份与325目氧化铝25份%、320目碳化硼（密度2.5）30份；以水为介质，添加2.5份增强剂；本例选择0.5份
羟甲基与2份三聚磷酸钠为增强剂。

[0092] 步骤二：将混合后原料加入球磨机中，球磨比为10：2；转速300转/min，球磨时间1h达到<300纳米粒径；

[0093] 步骤三：在100℃温度下，1h烘干；

[0094] 步骤四：采用制粒机制粒，检测1nm

[0095] 步骤五：在70MPa压力下，压制成D=50mm胚；

[0096] 步骤六：1100℃工业链排式烧结一次烧结；弃去有裂纹，烧缩比小于6mm及硬度HRC低于80的胚；

[0097] 步骤七：在72h内，进入2000℃～2200℃电炉工业烧结；

[0098] 步骤八：得到硬度HRC=92，密度3.5的复合梯度功能陶瓷。

[0099] 所用助燃催化剂采用如下制备方法得到：

[0100] 步骤一，选用同一煤田同一煤层固废原料若干份；

[0101] 步骤二，将步骤一选用的若干份样品空间堆积，保持每份样品之间有间隙，将其送入平炉2h升温至850℃；

[0102] 步骤三，将温度由850℃以300℃/h的速度升温至950℃，焙烧4～5h，自然降温；

[0103] 步骤四，破碎步骤三降温后的样品，若发现存在未烧尽杂质，重复步骤一至步骤三；

[0104] 步骤五，将步骤四破碎后的样品采用鄂式破、球磨或雷蒙磨将试样粉碎至100目；

[0105] 步骤六，将步骤五所得样品使用火焰原子光谱吸收仪测定锂含量；

[0106] 步骤七，选择步骤六样品中锂含量>0.1%批次的原料直接细磨至1000目。

[0107] 步骤八，按照8： 1的重量比在步骤七细磨后的原料中添加粒径相同的500目TiO2粉末进球磨机球45min，球磨比为10：1，制成粒径10～100纳米级粉料；

[0108] 步骤九：将步骤八配好的粉料进天然气或CO直焰回转窑1100℃煅烧4h，制成所需的助燃催化剂。