一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷及其制备方法和应用

摘要

本发明属于高熵陶瓷材料领域，公开了一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷及其制备方法和应用。该双相高熵陶瓷包括硼化物高熵相和碳化物高熵相，是将五种硼化物进行等摩尔比混合，制得硼化物混合粉体，然后将五种碳化物进行等摩尔比混合，制得碳化物混合粉体，再将上述混合粉体经包覆混合，得到碳化物粉体包覆层的硼化物粉体，最后将上述粉体在Ar气保护下，施加压力30～40MPa，在1850～2200℃进行SPS烧结制得。本发明通过包覆工艺调控高熵硼化物相和高熵碳化物相的微观结构，制得特殊微观结构的双相陶瓷，其具有良好的抗氧化性能与力学性能。可应用于高温烧结炉的发热体，高温场合下的支撑零件、保护外壳或结构件中。

权利要求

1.一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，包括以下具体步骤：S1. 以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC中的任意五种碳化物粉体进行球磨混合后干燥，得到碳化物混合粉体；所述碳化物混合粉体中Ti、Zr、Nb、Ta、V、Hf中任意五种元素的总摩尔与C的摩尔比为1:1；所述TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC粉体的粒径均为10 200nm；

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S2. 以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、NbB2、VB2中的任意五种硼化物粉体进行球磨混合后干燥，得到硼化物混合粉体；所述硼化物混合粉体中Ti、Zr、Nb、Ta、V、Hf中任意五种元素的总摩尔与B的摩尔比为1:2；所述TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、NbB2、VB2粉体的粒径均为5~100μm；

S3. 将碳化物混合粉体与硼化物混合粉体装入包覆机中经高速混合后，得到碳化物粉体包覆层的硼化物粉体，然后将上述粉体装入石墨模具中，在Ar气氛下，加压30 40MPa，以~速率为50 200℃/min升温至1850 2200℃进行SPS烧结10 20min，制得硼化物/碳化物双相~ ~ ~高熵陶瓷，即为基于微观结构调控的双相高熵陶瓷；所述碳化物混合粉体与硼化物混合粉体的体积比为（1 5）:（95 99）。

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2.根据权利要求1所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤S3中所述包覆机由转子、容腔和带伺服电机组成，所述转子为椭圆柱形，容腔为圆筒状；转子的椭圆长径与容腔的腔壁存在缝隙，缝隙宽度为0.5 1.5mm；所述高速混合的转速~

1500 2500 r/min。

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3.根据权利要求1所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤S3中所述的双相高熵陶瓷的致密度大于98%，维氏硬度为23 26 GPa，断裂韧性为5 7 ~ ~

1/2

MPa·m ，电导率为1.2 2.2 S/m，热导率为20 35 W/m·K。

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4.根据权利要求1所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤S1和S2中所述TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC、TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、VB2、NbB2粉体的纯度均为99.5 100%。

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5.根据权利要求1所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤S1和S2中所述球磨为辊式球磨，是以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，所述球磨的转速为150 500r/min，所述球磨的时间为8 24h。

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6.一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷，其特征在于，所述双相高熵陶瓷是由权利要求1‑5任一项所述方法制备得到。

7.权利要求6所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷在制备高温烧结炉的发热体、高温场合下的支撑零件或保护外壳中的应用。

8.根据权利要求7所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷在制备高温烧结炉的发热体、高温场合下的支撑零件或保护外壳中的应用，其特征在于，所述高温为1800 2200℃。

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说明书

一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷及其制备方法和应用

技术领域

[0001] 本发明属于高熵陶瓷材料技术领域，更具体地，涉及一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷及其制备方法和应用。

背景技术

[0002] 在现代的新材料制造领域，如金属、陶瓷以及一些难熔金属中间化合物粉末的烧结，需要借助多种多样的烧结设备与对应的烧结工艺，才能实现对材料的致密化烧结制备。而某些材料(如过渡金属的硼化物以及多种体系的高熵材料)由于自身的烧结能力较差，在不施加外界压力的情况下，甚至需要2000℃或以上的烧结温度才能实现致密烧结，这对烧结设备的性能提出了更高的要求。以烧结炉的发热体为例，目前，针对2000℃或以上的烧结温度，发热体常为石墨管或金属钨。石墨材质的发热体易被氧化消耗，寿命较短，也会对生产车间造成烟尘等等的污染；而金属钨为不可再生的战略金属资源，相较于非金属材料抗氧化性能较差。

[0003] 目前，针对高熵陶瓷材料已开展了大量的研究，借助反应物在制备过程中的“高熵效应”，研究人员制备出了性能优异、微观结构稳定的高熵陶瓷材料。其中，高熵碳化物与硼化物陶瓷是一种新型的超高温陶瓷材料，具有优于一元碳化物和硼化物的抗氧化能力、弹性模量与硬度，在高温的应用场合下力学性能和化学性质均十分稳定，在高温粉末冶金发热体、发动机结构件、绝热件、支撑件等领域有宽阔的应用前景。

[0004] 单相的高熵陶瓷材料依然具有本征材料体系的特点，如高熵碳化物烧结性能(烧结温度大于1800℃)较好，但电导率较低(0.46S/m)，同时抗氧化性能较差。而高熵硼化物电6
导率(4.71×10S/m)较高，抗氧化性能良好，但烧结性能较差(烧结温度大于2000℃)，因此单相的高熵陶瓷材料难以直接应用于实际的生产工况中。

发明内容

[0005] 为了解决上述现有技术存在的不足和缺点，本发明首要目的在于提供一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷。该双相高熵陶瓷以高熵硼化物作为主相，并加入少量的高熵碳化物作为第二相，其具有良好的发热效率和抗氧化性能，使用寿命长。

[0006] 本发明的另一目的在于提供上述基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法。该方法采用粉体包覆工艺，将纳米级的碳化物混合粉体包覆于微米级的硼化物混合粉体上，得到碳化物粉体包覆层的硼化物粉体并进行SPS烧结，对双相高熵陶瓷进行微观结构的调控，调控陶瓷的电导率与热导率，提高双相高熵陶瓷的烧结性能。该方法烧结效率高，能实现较低温度下高熵陶瓷的致密烧结。

[0007] 本发明的再一目的在于提供上述基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的应用。该双相高熵陶瓷可应用在高温烧结炉发热体、高温结构件或绝热件中。

[0008] 本发明的目的通过下述技术方案来实现：

[0009] 一种基于微观结构调控的双相高熵陶瓷，所述双相高熵陶瓷包括硼化物高熵相和碳化物高熵相，该双相高熵陶瓷是将微米级的TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、NbB2、VB2中的任意五种硼化物进行等摩尔比球磨混合，制得硼化物混合粉体，然后将纳米级的TiC、ZrC、HfC、VC、TaC、NbC中的任意五种碳化物进行等摩尔比球磨混合，制得碳化物混合粉体，再将硼化物混合粉体和碳化物混合粉体以1000～3000r/min转速经包覆混合5～15min后，得到碳化物粉体包覆层的硼化物粉体，最后将上述粉体在Ar气保护下，施加压力30～40MPa，升温至1850～2200℃进行SPS烧结制得；所述碳化物混合粉体与硼化物混合粉体的体积比为(1～5)：(95～99)；所述碳化物混合粉体中Ti、Zr、Nb、Ta、V、Hf中任意五种元素的总摩尔与C的摩尔比为1:1；所述硼化物混合粉体中Ti、Zr、Nb、Ta、V、Hf中任意五种元素的总摩尔与B的摩尔比为1:2。

[0010] 优选地，所述的双相高熵陶瓷的致密度大于98％，维氏硬度为23～26GPa，断裂韧1/2
性为5～7MPa·m ，电导率为1.2～2.2S/m，热导率为20～35W/m·K。

[0011] 优选地，所述TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC、TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、VB2、NbB2粉体的纯度均为99.5～100％。

[0012] 优选地，所述TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC粉体的粒径均为10～200nm；所述TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、NbB2、VB2粉体的粒径均为5～100μm。

[0013] 优选地，所述球磨为辊式球磨，是以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，所述球磨的转速为150～500r/min，所述球磨的时间为8～24h。

[0014] 优选地，所述升温的速率为50～200℃/min；所述烧结的时间为10～20min。

[0015] 所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷的制备方法，其特征在于，包括以下具体步骤：

[0016] S1.以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级TiC、ZrC、HfC、TaC、NbC、VC中的任意五种碳化物粉体进行球磨混合后干燥，得到碳化物混合粉体；

[0017] S2.以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级TiB2、ZrB2、HfB2、TaB2、NbB2、VB2中的任意五种硼化物粉体进行球磨混合后干燥，得到硼化物混合粉体；

[0018] S3.将碳化物混合粉体与硼化物混合粉体装入包覆机中经高速混合后，得到碳化物粉体包覆层的硼化物粉体，然后将上述粉体装入石墨模具中，在Ar气氛下，加压30～40MPa，在1850～2200℃进行SPS烧结，制得硼化物/碳化物双相高熵陶瓷，即为基于微观结构调控的双相高熵陶瓷。

[0019] 进一步地，步骤S3中所述包覆机由转子、容腔和带伺服电机组成，其中转子为椭圆柱形，容腔为圆筒状，转子的椭圆长径与容腔的腔壁存在缝隙，缝隙宽度为0.5～1.5mm；所述高速混合的转速1500～2500r/min。

[0020] 所述的基于微观结构调控的双相高熵陶瓷在制备高温烧结炉的发热体、高温场合下的支撑零件或保护外壳或结构件中的应用。

[0021] 优选地，所述高温为1800～2200℃。

[0022] 所述的微观结构调控的双相高熵陶瓷在超高温烧结炉发热体、高温绝热件、支撑件的应用。

[0023] 本发明双相高熵陶瓷的微观结构为碳化物相相互连接，而硼化物相被碳化物相包围、孤立。在包覆工序中，随着碳化物粉体(1～5vol.％)含量的逐渐增加，包覆后粉体颗粒的外层碳化物相厚度增加，并最终影响烧结后的陶瓷中高熵碳化物相的比例；烧结后的陶瓷中，随着高熵碳化物相比例的上升(约为1～5vol.％)，形成连接的高熵碳化物相增加，被碳化物相包围、孤立的高熵硼化物相增加，各孤立的高熵硼化物相的间距增加。

[0024] 与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

[0025] 1.本发明基于微观结构调控的双相高熵陶瓷，提高材料的烧结致密度，有效降低了材料的电导率与热导率，并维持了材料良好的力学性能。该双相高熵陶瓷材料的致密度1/2
大于98％，维氏硬度为23～26GPa，断裂韧性为5～7MPa·m ，电导率为1.2～2.2S/m，热导率为20～35W/m·K。该双相高熵陶瓷可广泛应用于超高温烧结炉的发热体，各种高温场合下的支撑零件、保护绝热外壳等结构件。

[0026] 2.本发明使用过渡金属硼化物高熵相作为材料中的主相，有效提高了整体材料的抗氧化性能，在制备过程中通过引入少量的过渡金属碳化物高熵相，提高了材料的烧结性能与致密度，同时不会对材料的抗氧化性能造成显著的降低。

[0027] 3.本发明借助微观结构的调控，将高电导率、热导率的高熵硼化物被低电导率与热导率的高熵碳化物包裹起来，有效降低了材料的电导率与热导率，而不影响材料本身良好的硬度与化学稳定性。

附图说明

[0028] 图1为本发明所使用的包覆机的结构示意图。

[0029] 图2为本发明碳化物包覆层的硼化物粉体颗粒的结构示意图。

[0030] 图3为本发明的双相高熵陶瓷微观结构示意图。

具体实施方式

[0031] 下面结合具体实施例进一步说明本发明的内容，但不应理解为对本发明的限制。若未特别指明，实施例中所用的技术手段为本领域技术人员所熟知的常规手段。除非特别说明，本发明采用的试剂、方法和设备为本技术领域常规试剂、方法和设备。

[0032] 实施例1

[0033] 1.制备

[0034] (1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的TiC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、ZrC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、NbC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、HfC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、TaC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0035] (2)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的TiB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、ZrB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、NbB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、HfB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB；

[0036] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0037] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷；该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0038] 2.性能测试：本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为98％，维氏硬度为24GPa，断1/2
裂韧性为6MPa·m ，电导率为1.5S/m，热导率为24W/m·K。

[0039] 图1为本发明所使用的包覆机的结构示意图，(a)为包覆机的整体结构；(b)为容腔结构；所述包覆机包括容腔2、转子3和带伺服电机1(其外部为保护的壳体)；转子3为椭圆柱形，容腔2为圆筒形；转子3的椭圆长径与容腔2的腔壁存在缝隙6，缝隙的宽度为0.5～1.5mm。将微米级的HEB粉体4和纳米级的HEC粉体5放置在容腔2中，通过转子3的高速转动混合，由于纳米级的粉体与微米级的粉体质量差异较大，导致两类粉体存在速度差，在经过缝隙的压实后，使得纳米级的粉体吸附在微米级的粉体上，形成包覆层。图2为碳化物包覆硼化物粉体颗粒示意图，1为外层的纳米级(10～200nm)碳化物粉体层，2为内部的微米级(5～
100μm)硼化物粉体颗粒。图3为本发明经SPS烧结后的双相高熵陶瓷微观结构示意图。从图3中可见，灰色部分为高熵碳化物HEC相，碳化物相位于包覆粉体颗粒的外层，由于烧结过程中不同颗粒外层的碳化物相相互接触，同时烧结中发生的扩散现象而连接在一起，形成联通的网络结构。而由于前期的粉体包裹工艺使黑色的高熵硼化物HEB相无法与其他包覆粉体颗粒中的硼化物相接触，而被连接的碳化物相包裹与孤立。当电流或热量在复合材料中传导时，由于双相高熵陶瓷内部晶界的增加，以及导电导热性能良好的硼化物相的孤立，双相高熵陶瓷的电导率能明显地下降，从而降低材料的电导率与热导率，而碳化物分布在硼化物主相之间，提高烧结性能，但由于含量较少，并不影响以高熵硼化物为主相的材料的抗氧化性能。

[0040] 实施例2

[0041] 与实施例1不同的在于：步骤(3)中所述轴向加压为40MPa。该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0042] 本实施例所得的双相高熵陶瓷的致密度为98％，维氏硬度为25GPa，断裂韧性为1/2
7MPa·m ，电导率为1.6S/m，热导率为25W/m·K。

[0043] 实施例3

[0044] 与实施例1不同的在于：步骤(4)中所述升温的温度为2100℃。该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0045] 本实施例所得的双相高熵陶瓷的致密度为99％，维氏硬度为24GPa，断裂韧性为1/2
6MPa·m ，电导率为1.5S/m，热导率为26W/m·K。

[0046] 实施例4

[0047] 与实施例1不同的在于：步骤(4)中所述保温的时间为20min。该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0048] 本实施例所得的双相高熵陶瓷的致密度为99％，维氏硬度为24GPa，断裂韧性为1/2
5MPa·m ，电导率为2.0S/m，热导率为29W/m·K。

[0049] 实施例5

[0050] 与实施例1不同的在于：步骤(3)中所述碳化物包覆硼化物粉体HECB中，HEC含量为5vol.％；该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2Ta0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0051] 本实施例所得的双相高熵陶瓷的致密度为99％，维氏硬度为23GPa，断裂韧性为1/2
6MPa·m ，电导率为1.2S/m，热导率为22W/m·K。

[0052] 实施例6

[0053] 与实施例1不同的在于：(1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的TiC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、ZrC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、NbC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、HfC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、VC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0054] (2)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的VB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、ZrB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、NbB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、HfB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB。

[0055] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0056] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷，该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Zr0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2V0.2Nb0.2Ti0.2)C。

[0057] 本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为98.5％，维氏硬度为25GPa，断裂韧性为1/2
6.5MPa·m ，电导率为1.7S/m，热导率为25W/m·K。

[0058] 实施例7

[0059] 与实施例1不同的在于：(1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的VC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、ZrC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、NbC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、HfC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、TaC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0060] (2)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的TiB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、VB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、NbB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、HfB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB。

[0061] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0062] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷。该高熵陶瓷的分子式为(Hf0.2Ti0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)B2/(Hf0.2Zr0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)C。

[0063] 本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为99％，维氏硬度为23GPa，断裂韧性为1/2
7MPa·m ，电导率为1.2S/m，热导率为23W/m·K。

[0064] 实施例8

[0065] 与实施例1不同的在于：(1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的TiC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、ZrC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、NbC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、VC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、TaC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0066] (3)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的TiB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、ZrB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、VB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、HfB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB。

[0067] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0068] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷。该高熵陶瓷的分子式为(Ti0.2Zr0.2V0.2Hf0.2Ta0.2)B2/(Ti0.2Zr0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)C。

[0069] 本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为99.5％，维氏硬度为25GPa，断裂韧性为1/2
5MPa·m ，电导率为2S/m，热导率为31W/m·K。

[0070] 实施例9

[0071] 与实施例1不同的在于：步骤(1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的TiC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、VC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、NbC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、HfC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、TaC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0072] (2)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的TiB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、ZrB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、NbB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、VB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB。

[0073] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0074] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷。该高熵陶瓷的分子式为(Ti0.2Zr0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)B2/(Ti0.2Hf0.2V0.2Nb0.2Ta0.2)C。

[0075] 本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为98％，维氏硬度为26GPa，断裂韧性为1/2
5MPa·m ，电导率为1.6S/m，热导率为26W/m·K。

[0076] 实施例10

[0077] 与实施例1不同的在于：步骤(1)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将纳米级的TiC(纯度99.6wt.％，粒径50nm)、ZrC(纯度99.7wt.％，粒径50nm)、VC(纯度99.8wt.％，粒径50nm)、HfC(纯度99.5wt.％，粒径200nm)、TaC(纯度99.7wt.％，粒径200nm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到碳化物混合粉体，简写为HEC；

[0078] (2)以无水乙醇为溶剂，以碳化钨球为球磨介质，将微米级的TiB2(纯度99.7wt.％，粒径10μm)、ZrB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、TaB2(纯度99.8wt.％，粒径6μm)、HfB2(纯度99.6wt.％，粒径6μm)、VB2(纯度99.9wt.％，粒径6μm)粉体按摩尔比1:1:1:1:1配料，转速为200r/min，进行球磨混合10h，干燥、过筛后得到硼化物混合粉体，简写为HEB。

[0079] (3)将混合粉体HEC与HEB放入包覆机中以转速为2000r/min进行混合10min，得到碳化物包覆硼化物粉体，简写为HECN。其中，HEC含量为HECN粉体的2.5vol.％；

[0080] (4)将混合粉体HECN装入石墨模具中，并置放于SPS烧结炉中，在氩气气氛保护下，轴向加压30MPa，以100℃/min升温至2000℃，然后进行保温15min，此后随炉自然冷却至室温，制得硼化物/碳化物的双相高熵陶瓷，该高熵陶瓷的分子式为(Ti0.2Zr0.2V0.2Hf0.2Ta0.2)B2/(Ti0.2Hf0.2V0.2Zr0.2Ta0.2)C。

[0081] 本实施例所得双相高熵陶瓷的致密度为99％，维氏硬度为24GPa，断裂韧性为1/2
6MPa·m ，电导率为1.65S/m，热导率为27W/m·K。

[0082] 本发明的双相高熵陶瓷的致密度大于98％，维氏硬度为23～26GPa，断裂韧性为51/2
～7MPa·m ，电导率为1.2～2.2S/m，热导率为20～35W/m·K。

[0083] 上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合和简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。