本发明属于非氧化物基材料，更具体地，涉及一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷及其制备方法和应用。
背景技术：
1、si3n4是一种强共价键化合物，很难通过固相烧结达到致密，一般采用液相烧结实现致密化。在液相烧结过程中通常伴随α→β-si3n4的相变，α-si3n4属低温稳定晶型，具有等轴状晶体形貌，硬度较高，但韧性低；β-si3n4属高温稳定晶型，具有长棒状或针状晶体形貌，抗弯强度和断裂韧性较高，但硬度低。目前，有关获得高力学性能(高硬度、高韧性)氮化硅陶瓷材料的研究主要集中在添加第二相来实现。如，tang等采用放电等离子烧结并向氮化硅中引入过渡金属硼化物zrb2实现在低温下制得高性能氮化硅陶瓷材料的方法(shaojuntang,xianming zeng,kunheng huang,et al.effect of zrb2 on promoting the phasetransformation mechanism of si3n4-based ceramics at low temperature.ceramicsinternational.2023,49:31439-31444)。但该方法需严格控制好烧结温度、zrb2的添加量及烧结气氛，否则会因为zrb2与si3n4反应形成气孔而降低氮化硅陶瓷的力学性能。传统的一步烧结工艺通常为将烧结温度升至目标温度后进行保温随即冷却，较高的烧结温度或长时间的保温时间均会促进氮化硅陶瓷中α-si3n4到β-si3n4相的转变，进而降低材料的硬度；但若降低目标烧结温度或缩短保温时间则导致氮化硅陶瓷中α-si3n4到β-si3n4的相转变率较低，无法形成大尺寸的长棒状晶粒，硬度虽然较高，但韧性极低。如，tang通过一步高烧结温度和长时间保温(烧结温度1800℃，保温时间10min)的放电等离子烧结获得高韧性(7.7mpa·m1/2)、低硬度(16.5gpa)的氮化硅陶瓷；当将烧结温度降低到1500℃而保温时间不变时，获得高硬度(21.6gpa)、低韧性(3.2mpa·m1/2)的氮化硅陶瓷；当将烧结温度介于1500～1800℃之间时，如烧结温度为1650℃，保温时间为10min时，虽然可获得高硬度高韧性的氮化硅陶瓷材料，但长棒状晶粒形貌不佳。因此，在不添加第二相的前提下，常规一步烧结工艺往往难以获得高力学性能的氮化硅陶瓷。此外，在两步烧结工艺上，于等通过两步烧结法制备出表硬芯韧的氮化硅陶瓷材料，但该烧结工艺较复杂，成本较高[郭伟明，于俊杰，林华泰，一种两步烧结法制备表硬心韧si3n4陶瓷材料的方法，cn106904977b]。hu等通过新型两步气压烧结(先低温保温再升高至目标温度进行高温保温)制备出高导热、高抗弯强度的氮化硅陶瓷。本发明人在前期烧结工艺探索中将该两步烧结工艺应用到放电等离子烧结法上仍然无法获得高性能氮化硅陶瓷材料。主要原因是在低温下，如1550℃进行长时保温后几乎没有发生明显的α-si3n4到β-si3n4的相变及长棒状晶粒的长大，再进行高温烧结(1750℃)保温后其力学性能与一步高温烧结保温相差不大，如对比例1。基于此，本发明通过引入两步烧结法制备高性能氮化硅陶瓷材料，即先将预烧温度升至较高温度，如1750℃，进行短时间保温(2min)，促进α-si3n4到β-si3n4的相变及长棒状晶粒的长大，在高温保温结束后随即降温至烧结温度，如1550℃，并进行长时间保温(10min)，并以第一步预烧结得到的β-si3n4相为晶种，在第二步低温烧结时进行晶粒的原位生长且α-si3n4到β-si3n4的相变率也被控制，从而获得高力学性能的氮化硅陶瓷材料。
技术实现思路
1、为了解决上述现有技术中存在的不足和缺点，本发明的首要目的在于提供一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法。
2、本发明的另一目的在于提供上述方法制得的氮化硅陶瓷。
3、本发明的再一目的在于提供上述氮化硅陶瓷的应用。
4、本发明的目的通过下述技术方案来实现：
5、一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，包括如下具体步骤：
6、s1.将α-si3n4粉、mgo粉和re2o3粉经混料，干燥后得到si3n4-mgo-re2o3混合粉体；
7、s2.将si3n4-mgo-re2o3混合粉体放入放电等离子烧结炉模具，在1atm的氮气气氛下，以100～150℃/min的速率升温至1700～1800℃预烧结并保温1～3min，预烧结压力为1～10mpa；预烧结结束后，再以100～150℃/min的速率降温至1500～1600℃烧结并保温5～20min，烧结压力为30～50mpa，制得具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷。
8、优选地，步骤s1中所述α-si3n4粉:mgo粉:re2o3粉的体积比为(90～98):(1～5):(1～5)；所述re2o3中re为sc、y、la、ce、pr、nd、pm、sm、eu、gd、tb、dy、ho、er、tm、yb或lu。
9、更为优选地，所述α-si3n4粉:mgo粉:re2o3粉的体积比为95:3:2。
10、优选地，步骤s1中所述α-si3n4粉的纯度为98wt％以上，α-si3n4粉的粒径为0.3～1μm；所述mgo粉的纯度为99.8wt％以上，mgo粉的粒径为50～100nm；所述re2o3粉的纯度为99.9wt％以上，re2o3粉的粒径为50～100nm。
11、优选地，步骤s2中在1atm的氮气气氛下，以100℃/min的速率升温至1750℃预烧结并保温2min，预烧结压力为5mpa；预烧结结束后，再以100℃/min的速率降温至1550℃烧结并保温10min，烧结压力为30mpa。
12、一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷是由所述方法制备得到。
13、优选地，所述氮化硅陶瓷的相对密度大于99％，氮化硅陶瓷中α-si3n4相为40～60wt％，氮化硅陶瓷的硬度为19～21gpa，断裂韧性为6～10mpa·m1/2。
14、优选地，所述氮化硅陶瓷的显微形貌为等轴晶粒和长棒状晶粒共存的双峰分布结构，所述等轴晶粒的直径为0.13～0.23μm，长棒状晶粒的长径比值为5～10。
15、所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷在切削刀具领域中的应用。
16、与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
17、1.本发明采用高温预烧结和低温烧结的两步放电等离子烧结工艺，即先将预烧温度升至较高温度并进行短时间保温(高温预烧结阶段)，接着降温到目标温度进行长时间保温(低温烧结阶段)。高温预烧结阶段的目的是为了在高温短时间下促进α-si3n4到β-si3n4的相变即长棒状β-si3n4晶粒的长大；低温烧结阶段的目的是以预烧结获得的β-si3n4晶粒为晶种进行晶粒的原位生长获得高韧性，且低温保温还能控制α-si3n4到β-si3n4的相变实现高硬度。
18、2.本发明的氮化硅陶瓷具有高韧性和高硬度(硬度为19～21gpa，断裂韧性为6～10mpa·m1/2)，这是由于氮化硅陶瓷中β-si3n4晶粒的长径比较大，有利于提高韧性；α-si3n4相含量较高，有利于提高硬度。
1.一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，其特征在于，包括如下具体步骤：
2.根据权利要求1所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤s1中所述α-si3n4粉:mgo粉:re2o3粉的体积比为(90～98):(1～5):(1～5)；所述re2o3中re为sc、y、la、ce、pr、nd、pm、sm、eu、gd、tb、dy、ho、er、tm、yb或lu。
3.根据权利要求2所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，其特征在于，所述α-si3n4粉:mgo粉:re2o3粉的体积比为95:3:2。
4.根据权利要求1所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤s1中所述α-si3n4粉的纯度为98wt％以上，α-si3n4粉的粒径为0.3～1μm；所述mgo粉的纯度为99.8wt％以上，mgo粉的粒径为50～100nm；所述re2o3粉的纯度为99.9wt％以上，re2o3粉的粒径为50～100nm。
5.根据权利要求1所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤s2中在1atm的氮气气氛下，以100℃/min的速率升温至1750℃预烧结并保温2min，预烧结压力为5mpa；预烧结结束后，再以100℃/min的速率降温至1550℃烧结并保温10min，烧结压力为30mpa。
6.一种具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷，其特征在于，所述氮化硅陶瓷是由权利要求1-5任一项所述方法制备得到。
7.根据权利要求6所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷，其特征在于，所述氮化硅陶瓷的相对密度大于99％，氮化硅陶瓷中α-si3n4相为40～60wt％，氮化硅陶瓷的硬度为19～21gpa，断裂韧性为6～10mpa·m1/2。
8.根据权利要求6所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷，其特征在于，所述氮化硅陶瓷的显微形貌为等轴晶粒和长棒状晶粒共存的双峰分布结构，所述等轴晶粒的直径为0.13～0.23μm，长棒状晶粒的长径比值为5～10。
9.权利要求6-8任一项所述的具有高韧性和高硬度的氮化硅陶瓷在切削刀具领域中的应用。
