專利名稱：：陶瓷復(fù)合材料和多孔陶瓷材料的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及在室溫到高溫寬范圍內(nèi)的溫度下具有機(jī)械強(qiáng)度高和極好熱穩(wěn)定性的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料，該材料適合于用作高溫結(jié)構(gòu)材料和功能材料；也涉及在室溫到高溫寬范圍內(nèi)的溫度下具有機(jī)械強(qiáng)度高和極好熱穩(wěn)定性的微結(jié)構(gòu)的多孔陶瓷材料，該材料適合于用作高溫結(jié)構(gòu)材料、過濾器材料、金屬或陶瓷的增強(qiáng)材料、催化劑載體、絕熱材料和其它將暴露在高溫下的功能材料。(I)人們已經(jīng)研究了SiC或Si3N4并將其開發(fā)成高溫下使用的陶瓷材料，但是這種材料的高溫性能不是令人滿意的。作為這兩種材料的替換材料來說，由SocieteEuropeenedePropulsion提供的、用化學(xué)汽相沉積方法生產(chǎn)的SiC/SiC復(fù)合材料已經(jīng)引起了人們的注意，而且目前被認(rèn)為是最好的高溫結(jié)構(gòu)材料，并且進(jìn)行了研究和開發(fā)。據(jù)報(bào)道能夠使用的溫度范圍是1400℃或更低。粉末燒結(jié)法是生產(chǎn)陶瓷材料最普通的方法。通過改進(jìn)粉末的特性，例如使粉末更細(xì)和更純，以及控制燒結(jié)條件，生產(chǎn)了在室溫下強(qiáng)度高達(dá)3.0GPa的ZrO2陶瓷材料。而且在粉末燒結(jié)方法中，在陶瓷復(fù)合材料中可進(jìn)行其它陶瓷顆粒的納米分散，并考慮了對(duì)陶瓷的強(qiáng)度、硬度、導(dǎo)熱性、耐熱沖擊性和其它性能進(jìn)行改進(jìn)。通常，人們認(rèn)為氧化物陶瓷不適合用作高溫結(jié)構(gòu)材料，這是因?yàn)檫@類材料在高溫下容易變形。然而，氧化物陶瓷材料的耐氧化性和耐腐蝕性優(yōu)于任何其它陶瓷。因此，如果能夠提高氧化物陶瓷的機(jī)械特性，那么氧化物陶瓷就可以作為高溫材料廣泛地應(yīng)用于各種領(lǐng)域中。在這些方面，熔點(diǎn)高于2000℃的金屬氧化物，例如Al2O3、ZrO2、MgO、BaO、BeO、CaO、Cr2O3和稀土元素氧化物例如Y2O3、La2O3、Yb2O3、Sm2O3、Gd2O3、Nd2O3和Er2O3被認(rèn)為是高溫陶瓷的良好選擇材料。日本未審專利公開(Kokai)號(hào)5-85821，1993年出版，公開了一種由稀土元素氧化物(或稀土元素的混合氧化物)和Al2O3組成的燒結(jié)體及其生產(chǎn)方法。在這個(gè)方法中，將稀土元素氧化物和Al2O3混合并成形，然后將其在合適的燒結(jié)溫度下燒結(jié)到合適的燒結(jié)時(shí)間，以便控制晶粒大小小于30μm，并防止不正常的晶體生長和出現(xiàn)氣孔，由此制備具有高強(qiáng)度和韌性可靠的稀土元素氧化物/氧化鋁陶瓷燒結(jié)體。然而，雖然通過控制生產(chǎn)條件和改進(jìn)起始粉末可以較明顯地提高室溫強(qiáng)度，但是各組份材料的顆粒間的界面(晶界)結(jié)構(gòu)以及基體和增強(qiáng)相的晶體性能之間的界面極大地影響了陶瓷復(fù)合材料的高溫機(jī)械性能。而且在高溫下，因?yàn)榻Y(jié)構(gòu)越細(xì)，超塑性性能越強(qiáng)。因此，很難獲得精細(xì)結(jié)構(gòu)和高溫強(qiáng)度的共存。因此，需要一種生產(chǎn)復(fù)合陶瓷材料的新方法，該方法可以精確控制上述因素，以及需要一種新型復(fù)合陶瓷材料，該材料具有新的結(jié)構(gòu)和界面或顆粒邊界結(jié)構(gòu)。本發(fā)明者為了提供一種顯著改進(jìn)高溫特性的陶瓷復(fù)合材料，考慮了現(xiàn)有技術(shù)的上述問題，進(jìn)行了研究。結(jié)果，本發(fā)明者發(fā)明了一種新型復(fù)合材料，該材料是由單晶/單晶，單晶/多晶和多晶/多晶相的α-氧化鋁相和YAG相組成，如在日本未審專利公開(Kokai)號(hào)7-149597(1995年出版)，8-81257(1996年出版)和7-187893(1995年出版)。本發(fā)明第一個(gè)目的是提供由α-氧化鋁相和YAG相組成的上述復(fù)合材料，由兩種或多種不同組份或物質(zhì)的晶體組成的新型陶瓷復(fù)合材料，該晶體具有連續(xù)的相互交織的三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，該復(fù)合材料具有極好的機(jī)械強(qiáng)度和從室溫到高溫的結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定性，尤其極大地提高了高溫特性。(II)本發(fā)明的另一個(gè)方面是也提供了新型多孔陶瓷材料，該材料是由上述新的陶瓷復(fù)合材料制成的。與金屬和有機(jī)材料比較，陶瓷具有這種特征如(1)熔點(diǎn)高、熱膨脹系數(shù)小和熱傳導(dǎo)低的熱特性，(2)高溫強(qiáng)度高、硬度和脆性高的機(jī)械特性，和(3)電導(dǎo)率小、與溫度相關(guān)性大的電阻和介電常數(shù)大的電學(xué)特性。例如Al2O3的化學(xué)性穩(wěn)定，堅(jiān)硬并具有相對(duì)高的強(qiáng)度和極好的電絕緣性，因此，它廣泛地使用在各種應(yīng)用中，包括絕緣材料、磨料、刀具材料、集成電路板、激光發(fā)射材料、催化劑載體和生物材料。目前生產(chǎn)陶瓷主要是用粉末燒結(jié)方法，結(jié)果，在生產(chǎn)的陶瓷中，在磨光過程或多或少要產(chǎn)生孔隙。粉末燒結(jié)方法的特征在于通過控制顆粒的大小和起始粉末顆粒大小分布和成型的壓力可以控制氣孔率、氣孔直徑和氣孔大小分布。具有一定量氣孔率的多孔陶瓷除了對(duì)陶瓷材料本身的特性有影響外，還表現(xiàn)出密度低、比表面積大和其它由滲透氣孔產(chǎn)生的功能。例如熱絕緣體、吸收器、過濾器等等。最近，人們對(duì)開發(fā)利用陶瓷進(jìn)行了廣泛的研究，通過改進(jìn)陶瓷的功能，達(dá)到一個(gè)高水平，具有極好的耐熱性、耐化學(xué)性和機(jī)械特性。其中，由于陶瓷過濾器具有極好的熱、化學(xué)和機(jī)械特性，所以它不僅被用于過濾高溫氣體、化學(xué)物質(zhì)、食品和腐蝕性液體，而且被用于從熔融金屬中除去金屬氧化物以及收集和除去輻射性廢料。生產(chǎn)多孔陶瓷的傳統(tǒng)方法包括(1)用無機(jī)或有機(jī)粘合劑形成陶瓷粉末組合物，控制其顆粒大小分布，接著進(jìn)行燒結(jié)，(2)將陶瓷粉末與氣孔形成劑如聚合物粉末、有機(jī)纖維和碳粉混合，將組合物成型，加熱該成型體，燒掉可燃物質(zhì)，生產(chǎn)出內(nèi)部含有氣孔的陶瓷，(3)用陶瓷料漿浸漬泡沫聚合物胚體，接著熱處理，燒掉泡沫聚合物，(4)在形成兩相的溫度下，熱處理由溶于和不溶于試劑的兩相組成的熔融玻璃，接著溶解可溶相，形成氣孔等等。然而，為了精確控制氣孔大小和分布，需要預(yù)防其氣孔是部分晶體的多孔晶體。在各工業(yè)領(lǐng)域中，最新的多種技術(shù)得到應(yīng)用而且要求多孔材料的特性不同。特別要求的多孔材料的特性是具有均勻氣孔大小分布的均勻分布的孔，氣孔率高和機(jī)械強(qiáng)度高。然而，按照傳統(tǒng)的方法難以獲得滿意的高氣孔率和高機(jī)械強(qiáng)度。例如傳統(tǒng)燒結(jié)碳化硅由晶體間粘結(jié)差的粗片狀晶體組成，因此機(jī)械強(qiáng)度極低而且片狀晶體可被剝落，或過濾器在加工過程中由于搖晃而破裂。由該燒結(jié)方法生產(chǎn)的多孔陶瓷包含玻璃助溶劑或粘土材料作為粘合劑來粘結(jié)每個(gè)陶瓷顆粒，因此，陶瓷材料具有低的耐熱和耐化學(xué)性以及不超過大約200kg/cm2的低的彎曲強(qiáng)度。而且，粘合劑一經(jīng)加熱就變軟以至于氣孔率和氣孔大小容易改變，由于顆粒間粘結(jié)性較差，致使機(jī)械強(qiáng)度顯著降低。此外，織物材料和墊圈或塊狀的耐熱無機(jī)纖維被用作熱絕緣體、高溫催化劑載體、過濾器、和用于各種樹脂、金屬、玻璃和陶瓷基質(zhì)的增強(qiáng)成分。然而，因?yàn)闊o機(jī)纖維間的粘結(jié)性差，所以無機(jī)纖維會(huì)飛入和擴(kuò)散到空氣中(帶來環(huán)境污染問題)，而且因?yàn)闄C(jī)械強(qiáng)度低，所以不能生產(chǎn)帶有復(fù)雜形狀的蜂窩狀結(jié)構(gòu)。例如1991年出版的日本未審專利公開(Kokai)號(hào)3-232779公開了一種生產(chǎn)在空氣中透氣性和機(jī)械特性極好的多孔碳化硅燒結(jié)體的方法。所使用的起始碳化硅顆粒在顆粒表面上具有含碳物質(zhì)，以至于可將碳化硅顆粒晶粒生長控制到適當(dāng)?shù)某潭龋纬删哂邢鄬?duì)細(xì)的微粒晶體和相對(duì)粗的片狀晶體共存且其之間的粘結(jié)力增加的晶體結(jié)構(gòu)的多孔體。結(jié)果，提高了機(jī)械強(qiáng)度。在1992年出版的日本未審專利公開(Kokai)號(hào)4-31375公開了一種生產(chǎn)高純度莫來石的多孔耐熱元件。將耐熱無機(jī)纖維、鋁鹽和硅酸溶膠混合并分散在水中，進(jìn)行水解，在混合物中形成硅酸鋁的沉淀溶膠。結(jié)果，耐熱無機(jī)纖維和具有較高活性和極好燒結(jié)性的硅酸鋁可以均勻混合和分散，而獲得纖維間粘結(jié)好的板狀成形體，而且也提高了板的機(jī)械強(qiáng)度。因此，它可以成形為蜂窩狀。在1992年出版的日本未審專利公開(Kokai)號(hào)4-65327公開了一種生產(chǎn)含有莫來石晶須的高強(qiáng)多孔陶瓷的方法。該專利描述了莫來石晶須(1)幾乎不包含形成光澤的堿性雜質(zhì)，(2)在高達(dá)約1700℃的空氣中是耐熱的并且形狀穩(wěn)定，和(3)具有較低的熱膨脹系數(shù)。當(dāng)晶須在燒結(jié)中三維相互交織時(shí)，在燒結(jié)體中可以形成連續(xù)的空隙。使用莫來石晶須或針狀晶體，通過簡單的方法可以生產(chǎn)具有高強(qiáng)和極好的孔隙相關(guān)特性例如孔隙率和氣孔分布的陶瓷材料，例如只有晶須成形的方法，或首先將它們與可燃物質(zhì)例如聚合物或碳粉混合，接著在空氣中燒掉可燃物質(zhì)的方法。尤其是只通過模壓或其它方法將長度為1-20μm和直徑為0.1-3μm的針狀莫來石晶體形成管狀或蜂窩狀，接著在空氣中，于1500-1700℃下加熱1-5小時(shí)，該專利提到了可以根據(jù)需要控制多孔，而且，也描述了因?yàn)樵?500-1700℃下莫來石中的Al或Si組份通過各自晶體的表面相互擴(kuò)散，所以加速了燒結(jié)，且不需要燒結(jié)助劑，以致于增加了多孔體的強(qiáng)度。根據(jù)需要，由所混合的可燃物質(zhì)的大小和數(shù)量可以控制氣孔率和氣孔大小。結(jié)果，所獲得的多孔體的氣孔率為24.5％，在1700℃下多孔體的彎曲強(qiáng)度高達(dá)980kg/cm2。在1000-1650℃下加熱大約幾十小時(shí)后幾乎不改變多孔體的特性。然而，這意味著多孔體的熱穩(wěn)定性在至多1650℃下大僅處在約幾十小時(shí)的水平上。因此，在燒結(jié)方法中，雖然通過控制生產(chǎn)條件或選擇起始粉末可以極大地提高室溫強(qiáng)度，但是晶界的結(jié)構(gòu)和構(gòu)成材料的結(jié)晶學(xué)特性在高溫下對(duì)陶瓷的機(jī)械特性有很大的影響，而且只要用該燒結(jié)方法生產(chǎn)，在高溫下陶瓷的機(jī)械特性差或不穩(wěn)定。因此，需要一種生產(chǎn)多孔陶瓷的新方法，該方法可以精確控制上述因素，以及具有由此產(chǎn)生的新型微結(jié)構(gòu)的多孔陶瓷。本發(fā)明第二個(gè)目的是提供一種具有極好的機(jī)械強(qiáng)度和從室溫到高溫具有極好熱穩(wěn)定性的微結(jié)構(gòu)多孔陶瓷材料，特別是在高溫下極大地提高了這些特性。因此，按照本發(fā)明第一個(gè)方面，提供了由兩種或多種晶相的不同組份組成的陶瓷復(fù)合材料，每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有三維連續(xù)相互交織的結(jié)構(gòu)，至少一種晶相是單晶。構(gòu)成陶瓷復(fù)合材料的兩種或多種晶相的不同組份可以是低共熔系統(tǒng)混合的那些組份。因?yàn)楦邷亟Y(jié)構(gòu)元件的材料可以長時(shí)間在1400℃或更高的溫度下使用，所以優(yōu)選的是由選自金屬氧化物和兩種或多種金屬的復(fù)合氧化物的兩種或多種氧化物組成的陶瓷復(fù)合材料。金屬氧化物包括氧化鋁(Al2O3)、氧化鋯(ZrO2)、氧化鎂(MgO)、氧化硅(SiO2)、氧化鈦(TiO2)、氧化鋇(BaO)、氧化鈹(BeO)、氧化鈣(CaO)、氧化鉻(Cr2O3)和稀土元素氧化物例如La2O3、Y2O3、CeO2、Pr6O11、Nd2O3、Sm2O3、Gd2O3、Eu2O3、Tb4O7、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Tm2O3、Yb2O3和Lu2O3。由其產(chǎn)生的復(fù)合氧化物包括下面的化合物L(fēng)aAlO3、CeAlO3、PrAlO3、NdAlO3、SmAlO3、EuAlO3、GdAlO3、DyAlO3、ErAlO3、Yb4Al2O9、Er3Al5O12、11Al2O3·La2O3、11Al2O3·Nd2O3、3Dy2O3·5Al2O3、2Dy2O3·Al2O3、11Al2O3·Pr2O3、EuAl11O18、2Gd2O3·Al2O3、11Al2O3·Sm2O3、Yb3Al5O12、CeAl11O18、Er4Al2O9。優(yōu)選地，陶瓷復(fù)合材料雜質(zhì)的總含量不超過1000ppm，更優(yōu)選地不超過700ppm。在這種情況下，陶瓷復(fù)合材料在高溫加壓條件下屈服后會(huì)發(fā)生塑性變形。每一種雜質(zhì)優(yōu)選地不超過100ppm。本發(fā)明第一方面的陶瓷復(fù)合材料的特征是用單向固化方法獲得的固化體。為了獲得本發(fā)明的優(yōu)選高純度的陶瓷復(fù)合材料，可以優(yōu)先使用區(qū)域熔融方法，其中能夠容易地從材料中除去沉積雜質(zhì)的部分而使材料更純。純化后，如上所述按照本發(fā)明可以進(jìn)行單向固化。按照本發(fā)明第二方面，也提供了一種由至少一種晶相和氣孔組成的多孔陶瓷材料，所說的晶相和氣孔具有不規(guī)則的形狀，并且是三維連續(xù)的且相互交織。晶相可以是單晶。在這個(gè)具體方案中，多孔陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和微結(jié)構(gòu)從室溫到高溫下能具有極好的熱穩(wěn)定性，以及多孔陶瓷材料能具有在高溫下極大地提高了的這些特性。所有的晶相中優(yōu)選地是單晶。至少一種構(gòu)成多孔陶瓷材料的晶體可以選自上述用于本發(fā)明第一方面的陶瓷復(fù)合材料的材料。從本發(fā)明第一方面的陶瓷復(fù)合材料中選擇性地除去至少一種晶體，就可以生產(chǎn)本發(fā)明第二方面的多孔陶瓷材料。用選擇性溶解方法能夠從陶瓷復(fù)合材料中除去選擇的晶體。(陶瓷復(fù)合材料)控制單向固化的條件可以獲得本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料，該材料是由兩種或多種晶相的不同組份組成，每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)。而且，可以根據(jù)需要來控制陶瓷復(fù)合材料的細(xì)度，以及通過精確控制生產(chǎn)條件，使至少一種晶相是單晶，而陶瓷復(fù)合材料可以具有均勻的結(jié)構(gòu)而沒有晶團(tuán)、顆粒邊界或粗顆粒。特別地，重復(fù)區(qū)域熔融方法來減少全部雜質(zhì)濃度，使其不超過1000ppm，更優(yōu)選地不超過700ppm，陶瓷復(fù)合材料在高溫下進(jìn)行彎曲試驗(yàn)或抗張?jiān)囼?yàn)，在屈服時(shí)會(huì)產(chǎn)生0.5％或更多，更優(yōu)選地為0.8％或更多的塑性變形。這里，塑性變形是指晶體中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的變形，而且不是在晶體大小細(xì)到超微數(shù)量級(jí)的細(xì)多晶中出現(xiàn)的晶粒界面滑動(dòng)或顆粒旋轉(zhuǎn)引起的大約百分之幾百的超塑性。美國陶瓷協(xié)會(huì)的雜志79[5]1218-1222(1996)報(bào)道了關(guān)于YAG/Al2O3低共熔纖維的熱穩(wěn)定性，當(dāng)在空氣中將纖維保持在1460℃下100小時(shí)時(shí)，低共熔纖維的微結(jié)構(gòu)長大約3-4倍，而且纖維的抗拉強(qiáng)度減小至一半以下。提到的原因包括在發(fā)生異常的晶體晶粒生長出現(xiàn)的部分檢測(cè)到Fe和Ca的雜質(zhì)。從上面文獻(xiàn)中纖維結(jié)構(gòu)的照片中，知道YAG/Al2O3低共熔纖維是具有晶團(tuán)的多晶體。相反，雖然本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料包含相同的YAG和Al2O3以及生產(chǎn)方法是與上述YAG/Al2O3低共熔纖維相同的固化方法，但是本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料于空氣中保持1700℃(是0.93Tm，Tm是復(fù)合材料的熔點(diǎn)1820℃)下1000小時(shí)具有極好的熱穩(wěn)定性，各自的晶相不會(huì)改變。這清楚地表明了由兩種或多種晶相的不同組份組成的陶瓷復(fù)合材料的微結(jié)構(gòu)的優(yōu)點(diǎn)，其每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)，并且具有高純度的優(yōu)點(diǎn)。本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料由具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)的兩種或多種晶相的不同組份組成。由不同的組份構(gòu)成各自的晶相，即，各晶相的組成彼此不同，而且在整個(gè)晶相中每種晶相只有一種組成。晶相可以是單晶或多晶。改變冷卻速度，單向固化條件之一可以控制各種晶相結(jié)構(gòu)的大小，但是它一般為1-30μm。這里，晶相結(jié)構(gòu)大小被定義為在與固化方向橫截面垂直的方向上結(jié)構(gòu)短軸的長度。當(dāng)沒有晶團(tuán)或氣孔存在時(shí)，結(jié)構(gòu)也被定義為均勻的結(jié)構(gòu)。例如當(dāng)Al2O3和Gd2O3混合使用時(shí)，因?yàn)橛?8％摩爾的Al2O3和22％摩爾的Gd2O3形成低共熔晶體，所以可以獲得由Al2O3相和GdAlO3相組成，具有Al2O3和Gd2O3的復(fù)合氧化物的鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的陶瓷復(fù)合材料。在本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料中，控制Al2O3和Gd2O3的粉末原料之間的比例，可以改變Al2O3和GdAlO3相之間的比例，使其在大約20-80％(體積)的Al2O3相和大約80-20％(體積)的GdAlO3相的范圍內(nèi)變化。具有鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的其它氧化物包括LaAlO3、CeAlO3、PrAlO3、NdAlO3、SmAlO3、EuAlO3和DyAlO3。當(dāng)用這些氧化物制成本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料時(shí)，結(jié)構(gòu)變細(xì)而且能夠獲得從室溫到高溫具有高的機(jī)械強(qiáng)度的陶瓷復(fù)合材料。當(dāng)Al2O3和Gd2O3混合使用時(shí)，因?yàn)?2％摩爾的Al2O3和18％摩爾的Y2O3形成低共熔晶體，所以可以獲得由Al2O3相和Y3Al5O12相組成，具有Al2O3和Y2O3的復(fù)合氧化物的石榴石結(jié)構(gòu)的陶瓷復(fù)合材料。在本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料中，控制Al2O3和Y2O3的粉末原料之間的比例，可以改變Al2O3和Y3Al5O12相之間的比例，使其在大約20-80％(體積)的Al2O3相和大約80-20％(體積)的Y3Al5O12相的范圍內(nèi)變化。具有石榴石結(jié)構(gòu)的其它氧化物包括Y3Al5O12、Er3Al5O12、Dy3Al5O12和Yb3Al5O12。當(dāng)用這些氧化物制成本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料時(shí)，能夠獲得具有高蠕變強(qiáng)度的陶瓷復(fù)合材料。例如當(dāng)將Al2O3和Er2O3混合使用時(shí)，因?yàn)?1.1％摩爾的Al2O3和18.9％摩爾的Er2O3形成低共熔晶體，所以可以獲得由Al2O3相和Er3Al5O12相組成，具有Al2O3和Er2O3的復(fù)合氧化物的石榴石結(jié)構(gòu)的陶瓷復(fù)合材料。用下面方法能夠制備本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料。首先，將兩種或多種陶瓷粉末以一種比例混合，形成具有要求組成的陶瓷復(fù)合材料。對(duì)混合方法沒有特別地限制，可以采用干混和濕混。濕混中的介質(zhì)一般是醇類例如甲醇和乙醇。然后將混合粉末在已知的爐子例如電弧熔融爐中加熱到原料粉末熔融的溫度，如就Al2O3和Er2O3來說為1900-2000℃。將熔融材料置于坩堝中并進(jìn)行單向固化。另一方面，熔融材料先固化和粉化一次，再將粉化材料置于坩堝中并進(jìn)行單向固化。從而，生產(chǎn)出本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料。作為另一個(gè)方法，可以將熔融材料在坩堝中熔煉，將其加熱到預(yù)定的溫度，然后在控制冷卻速度的條件下冷卻而獲得固化體。用區(qū)域熔融方法能夠減小雜質(zhì)濃度，優(yōu)選重復(fù)區(qū)域熔融方法。優(yōu)選的純化方法是一旦用單向固化方法在坩堝中獲得固化體，就將固化體進(jìn)行重復(fù)區(qū)域熔融。當(dāng)然，另一方面，在這種重復(fù)區(qū)域熔融中使用的起始棒可以是燒結(jié)體。然而，在區(qū)域熔融中，因?yàn)殡s質(zhì)可以沉積在燒結(jié)體的端部，所以簡單地除去雜質(zhì)沉積部分能夠純化該燒結(jié)體，而且這種純化材料能夠優(yōu)選用作單向固化的原材料。在熔融和固化的過程中，大氣壓通常不高于300乇，優(yōu)選不高于10-3乇。在單向固化過程中，移動(dòng)坩堝的速度，即陶瓷復(fù)合材料的生長速度，通常不超過200℃/小時(shí)，優(yōu)選1-160℃/小時(shí)，更優(yōu)選10-140℃/小時(shí)。在單向固化過程中，移動(dòng)坩堝的實(shí)際速度一般可以是不超過500mm/小時(shí)，優(yōu)選1-20mm/小時(shí)。除了大氣壓外，工藝條件和坩堝移動(dòng)速度可以是與已知的方法相同。如果上述大氣壓或坩堝移動(dòng)速度超出上述范圍，單晶難以生長，同時(shí)難以獲得在高溫下具有極好的機(jī)械強(qiáng)度的復(fù)合材料是困難的。單向固化的裝置可以是已知的。例如在這種裝置中，將坩堝置于立式圓筒形的容器中，而且在垂直方向上可移動(dòng)，用于加熱的感應(yīng)圈被置于圓筒形容器的中心部分，以及使用真空泵抽空容器內(nèi)部。本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料意想不到地改進(jìn)了高溫強(qiáng)度和結(jié)構(gòu)熱穩(wěn)定性，并且在空氣中，于高于1500℃，優(yōu)選高于1600℃的溫度下呈現(xiàn)出極好的特性，因此，廣泛地用作噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)的汽輪機(jī)葉片或發(fā)電機(jī)渦輪的元件和測(cè)量各種高溫材料高溫特性的夾具等等。本發(fā)明的陶瓷復(fù)合材料也可以用于許多應(yīng)用中，其中在實(shí)際中使用氧化物陶瓷如Al2O3。這種應(yīng)用包括高溫材料例如熱交換元件、熔爐材料、核爐材料和燃料電池材料；耐磨材料、切削工具元件、耐腐蝕材料、超導(dǎo)元件、磁致冷材料、絕緣元件、磷光體材料、X-射線感光器、激光發(fā)射元件；介電元件、正溫度系數(shù)材料(PTC)、冷凝器、壓敏電阻和其它電子裝置、光學(xué)透鏡、催化劑載體和許多其它的應(yīng)用。(多孔陶瓷材料)首先獲得如上所述本發(fā)明第一方面的陶瓷復(fù)合材料，然后從陶瓷復(fù)合材料中選擇性地除去至少一種晶相，留下了除去至少一種晶相的三維連續(xù)氣孔，這樣就可以獲得本發(fā)明的多孔陶瓷材料。如上所述，通過控制單向固化的條件可以獲得陶瓷復(fù)合材料，且該材料是一種具有不規(guī)則形狀的不同組份的晶相是相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)的陶瓷材料。而且，可以根據(jù)需要來控制陶瓷復(fù)合材料的細(xì)度，以及通過精確控制生產(chǎn)條件，使至少一種晶相是單晶，并且陶瓷復(fù)合材料具有均勻的結(jié)構(gòu)，而沒有晶團(tuán)、顆粒邊界或粗顆粒。特別地，如上所述，最好使全部雜質(zhì)濃度不超過1000ppm，更優(yōu)選不超過700ppm，這是因?yàn)橥ㄟ^在高溫下的彎曲試驗(yàn)或抗張?jiān)囼?yàn)，在屈服時(shí)陶瓷復(fù)合材料會(huì)產(chǎn)生0.5％或更多，更優(yōu)選0.8％或更多的塑性變形。從本發(fā)明第一方面的陶瓷復(fù)合材料中，通過從該陶瓷復(fù)合材料中除去至少一種構(gòu)成復(fù)合材料的晶相，能夠獲得本發(fā)明的多孔陶瓷材料。對(duì)除去至少一種晶相的方法沒有特別地限制，且可以是用試劑溶解出可溶組份而留下氣孔的方法，或者用CO或其它還原氣體還原去除方法，或任何其它方法。例如將由α-Al2O3、GaAlO3、YAG或Er3Al5O12組成的陶瓷復(fù)合材料浸入按重量比為1∶5的硝酸和氫氟酸混合水溶液中，選擇性地除去α-Al2O3。經(jīng)過一段時(shí)間后，僅僅獲得具有三維連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的GdAlO3、YAG或Er3Al5O12晶體。結(jié)果，通過除去α-Al2O3，同一體積變?yōu)榇笮『托螤畈灰?guī)則且是三維連續(xù)的以及具有網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的氣孔。改變浸入水溶液的條件，例如試劑、時(shí)間、溫度和濃度，可以選擇除去每一種晶體。如果需要也可以生產(chǎn)從表面到某一深度部分具有氣孔的陶瓷材料。在這種情況下，所得到的多孔陶瓷材料可以具有材料內(nèi)部是由兩種或多種晶相，例如金屬氧化物和兩種或多種金屬復(fù)合氧化物組成和表面層是由至少一種晶相和氣孔組成的結(jié)構(gòu)。本發(fā)明多孔陶瓷材料從室溫到高溫下在機(jī)械強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性方面是極好的。因此，多孔陶瓷材料能夠適合用作結(jié)構(gòu)材料和各種功能材料例如過濾器，金屬或陶瓷的增強(qiáng)材料，催化劑載體和絕熱體。圖1和2表示實(shí)施例1中的陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖3是實(shí)施例1中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖4表示實(shí)施例1中在彎曲試驗(yàn)前陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖5表示實(shí)施例1中在彎曲試驗(yàn)后陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖6表示對(duì)比例1中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖7是對(duì)比例1中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖8是對(duì)比例2中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖9是對(duì)比例2中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖10表示實(shí)施例2中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖11是實(shí)施例2中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖12表示實(shí)施例3中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖13是實(shí)施例3中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖14表示對(duì)比例3中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖15是對(duì)比例3中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖16和17表示實(shí)施例4中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖18是實(shí)施例4中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖19表示實(shí)施例4中在彎曲試驗(yàn)前陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖20表示實(shí)施例4中在彎曲試驗(yàn)后陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖21和22表示對(duì)比例4中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖23是對(duì)比例4中陶瓷復(fù)合材料的抗張?jiān)囼?yàn)的應(yīng)力-形變曲線；圖24和25表示實(shí)施例5中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖26和27表示實(shí)施例6中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；圖28A和28B表示實(shí)施例7中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片，其中圖28B是圖28A部分的放大圖；圖29A和29B表示實(shí)施例8中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片，其中圖29B是圖29A箭頭指示部分的放大圖；圖30A和30B表示實(shí)施例9中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片，其中圖30B是圖30A箭頭指示部分的放大圖；圖31表示實(shí)施例10中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片；和圖32A和32B表示實(shí)施例10中陶瓷復(fù)合材料結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片，其中圖32B是圖32A箭頭指示部分的放大圖；實(shí)施例1將α-Al2O3粉末與Gd2O3粉末以摩爾百分比為78.0/22.0的比例混合，接著用乙醇為介質(zhì)，在溫球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，該室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將蚶堝加熱到1850-1950℃下熔融混合的粉末。然后將坩堝以60℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。將直徑為10mm和高度為50mm的固化體從鉬坩堝中取出，然后使用鹵燈作為光源并使固化體的降低速度為20mm/小時(shí)以及旋轉(zhuǎn)速度為5轉(zhuǎn)/分鐘進(jìn)行區(qū)域熔融方法處理。區(qū)域熔融后，從所得到的固化體中除去上部分5mm長的聚集雜質(zhì)。將獲得的固化體和起始粉末進(jìn)行l(wèi)CP分析。結(jié)果示于表1中。起始粉末包含大約200ppm數(shù)量級(jí)的雜質(zhì)，但是在重復(fù)區(qū)域熔融后，每種雜質(zhì)含量降到100ppm或更少。表1<>將如此純化的固化體裝入大氣壓為10-5乇的鉬坩堝中，并用高頻線圈將坩堝加熱到1850-1950℃熔融裝入的材料。然后將坩堝以60℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻熔融材料的速度下降，用單向固化的方法得到固化體。圖1是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是α-Al2O3相。從圖1中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和GdAlO3特有晶面的一個(gè)衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3單晶組成的陶瓷復(fù)合材料。將固化體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比組成的水溶液中只除去α-Al2O3相。圖2表示了由此獲得的僅由三維連續(xù)的GdAlO3相組成的固化體的電子顯微鏡照片。從上面證實(shí)，固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和GdAlO3單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料。表2示出了陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表2示出的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1600℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖3表示了在1600℃下縱向彎曲試驗(yàn)的位移曲線。圖3表明復(fù)合材料具有700MPa的高屈服點(diǎn)，而且在屈服點(diǎn)時(shí)，該材料沒有斷裂而會(huì)發(fā)生塑性變形。圖4表示了在1600℃下在彎曲試驗(yàn)之前固化體微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，圖5表示在1600℃下在彎曲試驗(yàn)之后固化體微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片。照片表明了α-Al2O3相和GdAlO3相是塑性變形的。表2對(duì)比例1將α-Al2O3粉末與Gd2O3粉末以摩爾百分比為78.0/22.0的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在濕球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，用高頻線圈將坩堝加熱到1850-1950℃下，熔融混合的粉末。然后將坩堝以300℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。圖6是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是Al2O3相。從圖6中證實(shí)固化體有不均勻的結(jié)構(gòu)，有晶團(tuán)或晶粒界面。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，觀察到α-Al2O3多組晶面的衍射峰和GdAlO3多組晶面的衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3多晶和GdAlO3多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。表2表示了這種陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表2表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1600℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖7表示了在1600℃下縱向彎曲試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線。圖7表明該復(fù)合材料具有600MPa的高屈服點(diǎn)，而且在屈服點(diǎn)時(shí)，該材料斷裂，而不發(fā)生塑性變形。對(duì)比例2重復(fù)實(shí)施例1的步驟，但是沒有使用區(qū)域熔融方法進(jìn)行純化處理，以60℃/小時(shí)的冷卻速度將坩堝下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。圖8是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是Al2O3相。從圖8中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔或孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和GdAlO3特有晶面的一個(gè)衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3單晶組成的陶瓷復(fù)合材料。表2表示了這種陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表2表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1600℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖9表示了在1600℃下彎曲試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線。圖9表明該復(fù)合材料具有650MPa的高屈服點(diǎn)，而且在圖9曲線中能夠看到發(fā)生的脆性斷裂。實(shí)施例2重復(fù)實(shí)施例1的步驟，但是冷卻速度為100℃/小時(shí)，由此得到固化體。圖10是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的掃描電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是Al2O3相。從圖8中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔或孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和GdAlO3特有晶面的一個(gè)衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。表3表示了這種陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表3表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1650℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖11表示了在1650℃下彎曲試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線。圖11表明該復(fù)合材料具有700MPa的高屈服點(diǎn)，而且在屈服點(diǎn)時(shí)，該材料沒有斷裂，而發(fā)生塑性變形。表3</tables>實(shí)施例3重復(fù)實(shí)施例1的步驟，但是冷卻速度為140℃/小時(shí)，由此得到固化體。圖12是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是Al2O3相。從圖8中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔或孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和GdAlO3多個(gè)晶面的衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。表3表示了這種陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表3表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1650℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖13表示了在1650℃下彎曲試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線。圖13表明該復(fù)合材料具有780MPa的高屈服點(diǎn)，而且在屈服點(diǎn)時(shí)，該材料沒有斷裂，而發(fā)生塑性變形。對(duì)比例3重復(fù)實(shí)施例1的步驟，但是冷卻速度為180℃/小時(shí)，由此得到固化體。圖14是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是GdAlO3相，而黑的部分是Al2O3相。從圖14中證實(shí)固化體有不均勻的結(jié)構(gòu)，有晶團(tuán)或晶粒界面。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，觀察到α-Al2O3多組晶面的衍射峰和GdAlO3多組晶面的衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3多晶和GdAlO3多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。表3表示了這種陶瓷復(fù)合材料的機(jī)械強(qiáng)度。表3表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于1650℃下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量得到的。圖15表示了在1650℃下彎曲試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線。圖15表明該復(fù)合材料具有580MPa的高屈服點(diǎn)，而且在屈服點(diǎn)時(shí)，該材料斷裂，而不發(fā)生塑性變形。實(shí)施例4將α-Al2O3粉末與Y2O3粉末以摩爾百分比為82.0/18.0的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在溫球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融混合的粉末。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。將直徑為10mm和高度為50mm的固化體從鉬坩堝中取出，然后使用鹵燈作為光源并使固化體的降低速度為10mm/小時(shí)以及旋轉(zhuǎn)速度為2轉(zhuǎn)/分鐘進(jìn)行區(qū)域熔融方法處理。區(qū)域熔融后，從所得到的固化體中除去上部分5mm長聚集的雜質(zhì)。將獲得的固化體和起始粉末進(jìn)行ICP分析。結(jié)果在表4中表示。起始粉末包含大約200ppm數(shù)量級(jí)的雜質(zhì)，但是在重復(fù)區(qū)域熔融后，每種雜質(zhì)含量降到100ppm或更少。表4將如此純化的固化體裝入大氣壓為10-5乇的鉬坩堝中，并用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融裝入的材料。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻熔融材料的速度下降，用單向固化的方法得到固化體。圖16是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是YAG(釔鋁石榴石)相，而黑的部分是Al2O3相。從圖16中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和YAG特有晶面的一個(gè)衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和YAG單晶組成的陶瓷復(fù)合材料。按照與實(shí)施例1相同的步驟，從固化體中只除去α-Al2O3相。圖17表示了由此獲得的僅由三維連續(xù)的YAG相組成的固化體的電子顯微鏡照片。從上面證實(shí)固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和YAG單晶的兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料。表5表示了在空氣中，于室溫到1750℃的溫度下陶瓷復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度。施加于試樣的拉力方向與單向固化方向平行。圖18表示了拉伸試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線與溫度的關(guān)系。圖18表明α-Al2O3/YAG復(fù)合材料在達(dá)到1600℃下出現(xiàn)脆性斷裂；在1650℃或更高時(shí)出現(xiàn)的屈服點(diǎn)清楚地表示發(fā)生塑性變形；以及復(fù)合材料在1700℃下具有大約10％的伸長率。圖19表示了在1650℃下拉伸試驗(yàn)后與施加拉力方向平行的固化體微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片。圖20表示了在1700℃下拉伸試驗(yàn)時(shí)斷裂的試樣界面的電子顯微鏡照片。從這些照片中，可以確信用單向固化方法生產(chǎn)的α-Al2O3/YAG復(fù)合材料在1650℃或更高溫度下具有極好的塑性變形，而且屈服應(yīng)力為200Mpa。表5對(duì)比例4將α-Al2O3粉末與Y2O3粉末以摩爾百分比為82.0/18.0的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在濕球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融混合的粉末。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度降溫，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。將獲得的固化體和起始粉末進(jìn)行ICP分析。結(jié)果在表6中表示。起始粉末包含大約200ppm數(shù)量級(jí)的一些雜質(zhì)，但是每種雜質(zhì)含量在某種程度上降低了。表6圖21是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是YAG相，而黑的部分是α-Al2O3相。從圖21中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和YAG特有晶面的一個(gè)衍射峰。從上面證實(shí)固化體是具有由三維連續(xù)且以復(fù)雜方式相互交織的α-Al2O3單晶和YAG單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料。表7表示了在空氣中，于室溫到1750℃的溫度下陶瓷復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度。施加于試樣的拉力方向與單向固化方向平行。圖23表示了拉伸試驗(yàn)的應(yīng)力-形變曲線與溫度的關(guān)系。圖23表明Al2O3/YAG復(fù)合材料從室溫到1750℃出現(xiàn)脆性斷裂。表7</tables>實(shí)施例5將α-Al2O3粉末與Er2O3粉末以摩爾百分比為81.1/18.9的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在濕球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融混合的粉末。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。將直徑為10mm和高度為50mm的固化體從鉬坩堝中取出，然后使用鹵燈作為光源并使固化體的降低速度為10mm/小時(shí)以及旋轉(zhuǎn)速度為2轉(zhuǎn)/分鐘進(jìn)行區(qū)域熔融方法處理。區(qū)域熔融后，從所得到的固化體中除去上部分5mm長聚集的雜質(zhì)。將獲得的固化體和起始粉末進(jìn)行ICP分析。結(jié)果在表8中表示。起始粉末包含大約200ppm數(shù)量級(jí)的一些雜質(zhì)，但是在重復(fù)區(qū)域熔融后，每種雜質(zhì)含量降到100ppm或更少。表8化合物含量(ppm)起始粉末固化體Dy2O3230100CaO24590Tm2O3255100Yb2O326095SiO222060</table></tables>將如此純化的固化體裝入大氣壓為10-5乇的鉬蚶堝中，并用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融裝入的材料。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻熔融材料的速度下降，用單向固化的方法得到固化體。圖24是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中亮的部分是Er3Al5O12相，而黑的部分是Al2O3相。從圖24中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3特有晶面的一個(gè)衍射峰和Er3Al5O12特有晶面的一個(gè)衍射峰，而且證實(shí)固化體是由α-Al2O3單晶和Er3Al5O12單晶組成的陶瓷復(fù)合材料。按照與實(shí)施例1相同的步驟從固化體中只除去α-Al2O3相。圖25表示了由此獲得的僅由三維連續(xù)的Er3Al5O12相組成的固化體的電子顯微鏡照片。從上面證實(shí)固化體是具有由三維連續(xù)且以配位方式相互交織的α-Al2O3單晶和Er3Al5O12單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料。在空氣中，于室溫到1800℃的溫度下，對(duì)陶瓷復(fù)合材料進(jìn)行抗拉強(qiáng)度試驗(yàn)。用單向固化方法生產(chǎn)的α-Al2O3/Er3Al5O12復(fù)合材料在1650℃或更高溫度下發(fā)生塑性變形，與實(shí)施例4的α-Al2O3/YAG復(fù)合材料相似。實(shí)施例6將α-Al2O3粉末與Y2O3粉末以摩爾百分比為82.0/18.0的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在溫球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于一個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融混合的粉末。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。將直徑為10mm和高度為50mm的固化體從鉬坩堝中取出，然后使用鹵燈作為光源并使固化體的降低速度為10mm/小時(shí)以及旋轉(zhuǎn)速度為2轉(zhuǎn)/分鐘進(jìn)行區(qū)域熔融方法處理。區(qū)域熔融后，從所得到的固化體中除去上部分5mm長聚集的雜質(zhì)。將獲得的固化體和起始粉末進(jìn)行ICP分析。結(jié)果在表4中表示。起始粉末包含大約200ppm數(shù)量級(jí)的一些雜質(zhì)，但是在重復(fù)區(qū)域熔融后，每種雜質(zhì)含量降到100ppm或更少。將如此純化的固化體裝入大氣壓為10-5乇的鉬坩堝中，并用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融裝入的材料。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻熔融材料的速度下降，用單向固化的方法得到固化體。圖26是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中白的部分是YAG相，而黑的部分是Al2O3相。從圖26中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將在固化體在空氣中在1700℃1000加熱小時(shí)后，將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射，1700℃相對(duì)于0.93Tm(Tm代表這種材料的熔點(diǎn)1820℃)。表9表示陶瓷復(fù)合材料在上述熱處理前后的彎曲強(qiáng)度。表9如這些結(jié)果表明的那樣，用單向固化方法生產(chǎn)的α-Al2O3/YAG復(fù)合材料在1700℃的高溫下具有極好的微結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，而且在熱處理前后重量基本上沒有變化。實(shí)施例7此實(shí)施例仿照實(shí)施例1，如圖1的掃描電子顯微鏡照片表示的那樣，實(shí)施例1生產(chǎn)的固化體具有均勻的微結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)和晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。與固化方向垂直的固化體截面的X-射線衍射表明固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3單晶兩相組成的陶瓷復(fù)合材料。將按照實(shí)施例1生產(chǎn)的這種固化體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。圖28A和28B表示由此獲得的僅由GdAlO3相組成的固化體的掃描電子顯微鏡照片，圖28A是從頂角方向觀察具有長方體形狀的試樣的透視圖，而圖28B是圖28A的放大圖。圖28B清楚地表示有相互交織的GdAlO3相和氣孔組成的結(jié)構(gòu)是三維結(jié)構(gòu)。上面證實(shí)了固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和GdAlO3單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料，在除去α-Al2O3后，是具有三維連續(xù)的GdAlO3相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的多孔單晶GdAlO3陶瓷材料。表10表示此多孔陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表10表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在氬氣中，于室溫下和在空氣中，于1950℃用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。此實(shí)施例的多孔陶瓷材料即使有60％的高氣孔率時(shí)，在1950℃下仍具有250MPa的高彎曲強(qiáng)度。而且，在空氣中，于1800℃下熱處理100小時(shí)后，該材料的氣孔率和彎曲強(qiáng)度不改變。表10<>實(shí)施例8此實(shí)施例仿照實(shí)施例2，其中冷卻速度為100℃/小時(shí)。如圖10的掃描電子顯微鏡照片表示的那樣，實(shí)施例2生產(chǎn)的固化體具有均勻的微結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)和晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。與固化方向垂直的固化體截面的X-射線衍射表明固化體是由α-Al2O3單晶和GdAlO3多晶兩相組成的陶瓷復(fù)合材料。將按照實(shí)施例2生產(chǎn)的這種固化體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。圖29A和29B表示由此獲得的僅由GdAlO3相組成的固化體的掃描電子顯微鏡照片，圖29A是從頂角方向觀察具有長方體形狀的試樣的透視圖，而圖29B是圖29A箭頭指示部分的放大圖。圖29B清楚地表示有相互交織的GdAlO3相和氣孔組成的結(jié)構(gòu)是三維結(jié)構(gòu)。上面證實(shí)了固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和GdAlO3多晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料，在除去α-Al2O3后是具有三維連續(xù)的GdAlO3相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的多孔多晶GdAlO3陶瓷材料。表10表示此多孔陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表10表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在氬氣中于室溫下和在空氣中，于1950℃用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。此實(shí)施例的多孔陶瓷材料即使有58％的高氣孔率時(shí)，在1950℃下仍具有200MPa的高彎曲強(qiáng)度。而且，在空氣中，于1800℃下熱處理100小時(shí)后，該材料的氣孔率和彎曲強(qiáng)度不改變。對(duì)比例5將α-Al2O3粉末和Gd2O3粉末按照與實(shí)施例7相同的比例用乙醇作為介質(zhì)中在濕球磨機(jī)中研磨混合。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從形成的料漿中除去。在500kg/mm2的壓力下，在1680℃的溫度下和在氣壓為10-2乇下加壓2小時(shí)，將所得到的混合粉末裝入石墨模中并燒結(jié)。通過燒結(jié)體的X-射線衍射，觀察到α-Al2O3多個(gè)晶面的衍射峰和GdAlO3多個(gè)晶面的衍射峰，而且證實(shí)該燒結(jié)體是由α-Al2O3多晶和GdAlO3多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。然后將燒結(jié)體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。表11表示由此獲得的僅由GdAlO3相組成的多孔燒結(jié)GdAlO3材料的機(jī)械強(qiáng)度。表11表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于室溫下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。機(jī)械強(qiáng)度僅為35MPa。因?yàn)樵嚇釉?950℃下不能保持其形狀，所以不能測(cè)量彎曲強(qiáng)度。表11買施例9此實(shí)施例仿照實(shí)施例4，其中α-Al2O3粉末和Y2O3粉末是起始粉末。如圖16的掃描電子顯微鏡照片表示的那樣，實(shí)施例4生產(chǎn)的固化體具有均勻的微結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)和晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。與固化方向垂直的固化體截面的X-射線衍射表明固化體是由α-Al2O3單晶和Y2O3單晶兩相組成的陶瓷復(fù)合材料。將按照實(shí)施例4生產(chǎn)的這種固化體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。圖30A和30B表示由此獲得的僅由GdAlO3相組成的固化體的掃描電子顯微鏡照片，圖30A是從頂角方向觀察具有長方體形狀的試樣的透視圖，而圖30B是圖30A箭頭指示部分的放大圖。圖30B清楚地表示有相互交織的GdAlO3相和氣孔組成的結(jié)構(gòu)是三維結(jié)構(gòu)。上面證實(shí)了固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和YAG單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料，在除去α-Al2O3后是多孔單晶YAG陶瓷材料。表12表示了此多孔陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表12表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在氬氣中于室溫下和在空氣中，于1900℃用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。此實(shí)施例的多孔陶瓷材料即使有55％的高氣孔率時(shí)，在1900℃下仍具有170MPa的高彎曲強(qiáng)度。而且，在空氣中，于1800℃下熱處理100小時(shí)后，該材料的氣孔率和彎曲強(qiáng)度不改變。表12實(shí)施例10將α-Al2O3粉末與Er2O3粉末以摩爾百分比為81.1/18.9的比例混合，接著用乙醇作為介質(zhì)，在濕球磨機(jī)中研磨形成料漿。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。將所得到的混合粉末裝入置于-個(gè)室內(nèi)的鉬坩堝中，室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，和用高頻線圈將坩堝加熱到1900-2000℃，熔融混合的粉末。然后將坩堝以50℃/小時(shí)的冷卻速度下降，而室內(nèi)的大氣壓保持在10-5乇，由此進(jìn)行單向固化得到固化體。圖31是與固化體固化方向垂直的截面上微結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片，其中亮的部分是Er3Al5O12相，而黑的部分是α-Al2O3相。從圖31中證實(shí)固化體有均勻的結(jié)構(gòu)，沒有晶團(tuán)或晶粒界面以及沒有氣孔和孔隙。將與固化方向垂直的固化體截面進(jìn)行X-射線衍射。結(jié)果，只觀察到α-Al2O3某一晶面的一個(gè)衍射峰和Er3Al5O12某一晶面的一個(gè)衍射峰。因此發(fā)現(xiàn)固化體是由三維連續(xù)且相互交織的單晶α-Al2O3和單晶Er3Al5O12兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料。按照實(shí)施例7的方式從固化體中只除去α-Al2O3相。圖32A和32B表示由此獲得的僅由Er3Al5O12相組成的固化體的掃描電子顯微鏡照片，圖32A是具有與夾角方向成長方形形狀的試樣的透視圖，而圖32B是圖32A箭頭指示部分的放大圖。圖32B清楚地表示有相互交織的GdAlO3相和氣孔組成的結(jié)構(gòu)是三維結(jié)構(gòu)。上面證實(shí)了固化體是具有由三維連續(xù)且相互交織的α-Al2O3單晶和Er3Al5O12單晶兩相組成的微結(jié)構(gòu)陶瓷復(fù)合材料，以及在除去α-Al2O3后是多孔單晶Er3Al5O12陶瓷材料。表12表示了此多孔陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表12表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在氬氣中于室溫下和在空氣中，于1900℃用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。此實(shí)施例的多孔陶瓷材料即使有45％的高氣孔率時(shí)，在1900℃下也具有165MPa的高彎曲強(qiáng)度。而且，在空氣中，于1800℃下熱處理100小時(shí)后，該材料的氣孔率和彎曲強(qiáng)度不改變。對(duì)比例6將α-Al2O3粉末和Y2O3粉末以摩爾百分比為82.0/18.0的比例混合，并用乙醇作為介質(zhì)，在溫球磨機(jī)中研磨進(jìn)行研磨。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。在500kg/mm2的壓力下，在1700℃的溫度下和在大氣壓為10-2乇下加壓2小時(shí)，將所得到的混合粉末裝入石墨模中并燒結(jié)。通過燒結(jié)體的X-射線衍射，觀察到α-Al2O3多個(gè)晶面的衍射峰和YAG多個(gè)晶面的衍射峰，而且證實(shí)燒結(jié)體是由α-Al2O3多晶和YAG多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。然后將燒結(jié)體浸入硝酸和氫氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。表11表示由此獲得的僅由YAG相組成的多孔燒結(jié)YAG材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表11表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于室溫下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。機(jī)械強(qiáng)度僅為30MPa。因?yàn)樵?900℃下試樣不能保持其形狀，所以不能測(cè)量彎曲強(qiáng)度。對(duì)比例7將α-Al2O3粉末和Er2O3粉末以摩爾百分比為81.1/18.9的比例混合，并用乙醇作為介質(zhì)，在溫球磨機(jī)中研磨進(jìn)行研磨。用旋轉(zhuǎn)式蒸發(fā)器將乙醇從料漿中除去。在500kg/mm2的壓力下，在1700℃的溫度下和在大氣壓為10-2乇下加壓2小時(shí)，將所得到的混合粉末裝入石墨模中并燒結(jié)。通過燒結(jié)體的X-射線衍射，觀察到α-Al2O3多個(gè)平面的衍射峰和Er3Al5O12多個(gè)平面的衍射峰，而且證實(shí)燒結(jié)體是由α-Al2O3多晶和Er3Al5O12多晶組成的陶瓷復(fù)合材料。然后將燒結(jié)體浸入硝酸和氟酸以1∶5的重量百分比混合的水溶液中20小時(shí)，只除去α-Al2O3相。表11表示由此獲得的僅由Er3Al5O12相組成的多孔燒結(jié)Er3Al5O12材料的機(jī)械強(qiáng)度和氣孔率。表11表示的機(jī)械強(qiáng)度值是在空氣中，于室溫下用三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)方法測(cè)量的值。機(jī)械強(qiáng)度僅為27MPa。因?yàn)樵?900℃下試樣不能保持其形狀，所以不能測(cè)量彎曲強(qiáng)度。權(quán)利要求1.一種由不同組份的兩種或多種晶相組成的陶瓷復(fù)合材料，每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)，至少一種晶相是單晶。2.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中所說的陶瓷復(fù)合材料包含總含量不超過1000ppm的雜質(zhì)。3.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中所說的陶瓷復(fù)合材料在彎曲和拉力試驗(yàn)中屈服后具有0.5％或更多的塑性變形。4.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中所說的陶瓷復(fù)合材料具有熱穩(wěn)定性，即使所說的陶瓷復(fù)合材料保持在不超過0.93Tm的溫度下，所說的晶相也不會(huì)改變，而Tm代表所說的復(fù)合材料的熔點(diǎn)。5.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中全部所說的晶相都是單晶。6.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中所說的陶瓷復(fù)合材料是用單向固化的方法得到的固化體。7.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中所說的陶瓷復(fù)合材料沒有晶團(tuán)或氣孔。8.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成所說陶瓷復(fù)合材料的所說晶相是選自由金屬氧化物和兩種或多種金屬的復(fù)合氧化物組成的氧化物。9.按照權(quán)利要求1的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成所說陶瓷復(fù)合材料的所說晶相是選自氧化鋁(Al2O3)和稀土元素氧化物(La2O3、Y2O3、CeO2、Pr6O11、Nd2O3、Sm2O3、Gd2O3、Eu2O3、Tb4O7、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Tm2O3、Yb2O3和Lu2O3)以及由氧化鋁和稀土元素氧化物組成的復(fù)合氧化物。10.按照權(quán)利要求9的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成所說晶相的至少一種所說氧化物具有鈣鈦礦結(jié)構(gòu)。11.按照權(quán)利要求9的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成所說晶相的至少一種所說的氧化物是具有石榴石結(jié)構(gòu)。12.一種生產(chǎn)由不同組份的兩種或多種晶相組成的陶瓷復(fù)合材料的方法，每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)，至少一種晶相是單晶，所說的方法包括下列步驟制備具有形成所說陶瓷復(fù)合材料所需要組成的起始原料，熔融所說的起始原料，和單向固化所說的熔融材料。13.按照權(quán)利要求12的方法，其中所說的單向固化是以不超過1-160℃/小時(shí)的冷卻速度進(jìn)行的。14.按照權(quán)利要求12的方法，還包括區(qū)域熔融起始原料和除去起始原料中由于區(qū)域熔融而聚集的雜質(zhì)部分，使起始原料純化到總雜質(zhì)含量不超過1000ppm(重量)，將純化的材料進(jìn)行所說的單向固化。15.按照權(quán)利要求14的方法，其中在除去所說的聚集雜質(zhì)之前重復(fù)進(jìn)行所說的區(qū)域熔融。16.按照權(quán)利要求14的方法，其中所說的區(qū)域熔融是對(duì)已經(jīng)過一次單向固化的起始原料進(jìn)行的。17.一種由至少一種晶相和氣孔組成的多孔陶瓷材料，所說的晶相和氣孔具有不規(guī)則的形狀和三維連續(xù)以及相互交織的結(jié)構(gòu)。18.按照權(quán)利要求17的多孔陶瓷材料，其中構(gòu)成所說的多孔陶瓷材料的所說晶相是單晶。19.按照權(quán)利要求17的多孔陶瓷材料，其中通過從單向固化體中除去至少一種晶相來生產(chǎn)所說的多孔陶瓷材料。20.按照權(quán)利要求17的多孔陶瓷材料，其中構(gòu)成所說多孔陶瓷材料的所說晶相沒有晶團(tuán)或氣孔。21.按照權(quán)利要求17的多孔陶瓷材料，其中構(gòu)成所說的多孔陶瓷材料的所說晶相是選自由金屬氧化物和兩種或多種金屬的復(fù)合氧化物組成的氧化物。22.按照權(quán)利要求17的多孔陶瓷材料，其中構(gòu)成所說的多孔陶瓷材料的所說晶相是選自氧化鋁(Al2O3)和稀土元素氧化物(La2O3、Y2O3、CeO2、Pr6O11、Nd2O3、Sm2O3、Gd2O3、Eu2O3、Tb4O7、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Tm2O3、Yb2O3和Lu2O3)以及由氧化鋁和稀土元素氧化物組成的復(fù)合氧化物。23.按照權(quán)利要求22的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成晶相的所說氧化物是具有鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的氧化物。24.按照權(quán)利要求22的陶瓷復(fù)合材料，其中構(gòu)成晶相的所說氧化物是具有石榴石結(jié)構(gòu)的氧化物。25.一種生產(chǎn)由至少一種晶相和氣孔組成的多孔陶瓷復(fù)合材料的方法，所說的晶相和氣孔具有不規(guī)則的形狀和三維連續(xù)以及相互交織的結(jié)構(gòu)，所說的方法包括下列步驟制備具有形成所說陶瓷復(fù)合材料所需要組成的起始原料，熔融所說的起始原料，單向固化所說的熔融材料，形成由不同組份的兩種或多種晶相的組成的陶瓷復(fù)合材料，每種晶相具有不規(guī)則的形狀，所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu)，其中至少一種晶相是單晶，和除去至少一種構(gòu)成所說陶瓷復(fù)合材料的所說晶相，留下代替至少一種所說晶相的氣孔。26.按照權(quán)利要求25的方法，其中所說的單向固化是以不超過1-160℃/小時(shí)的冷卻速度進(jìn)行的。27.按照權(quán)利要求25的方法，還包括區(qū)域熔融起始原料和除去原料中由于區(qū)域熔融而聚集的雜質(zhì)部分，使原料純化到總雜質(zhì)含量不超過1000ppm(重量)，將所得到的純化材料進(jìn)行所說的單向固化。全文摘要一種由兩種或多種晶相的不同組分組成的陶瓷復(fù)合材料,每種晶相具有不規(guī)則的形狀,所說的晶相具有相互交織的三維連續(xù)結(jié)構(gòu),至少一種晶相是單晶。而且,從此陶瓷復(fù)合材料中除去至少一種晶相,提供一種由至少一種晶相和氣孔組成的多孔陶瓷材料,所說的晶相和氣孔具有不規(guī)則的形狀和三維連續(xù)以及相互交織的結(jié)構(gòu)。文檔編號(hào)C04B41/91GK1171379SQ97101200公開日1998年1月28日申請(qǐng)日期1997年6月28日優(yōu)先權(quán)日1996年7月1日發(fā)明者和久芳春,中川成人,清水和敏,大坪英樹,若本卓視,神德泰彥申請(qǐng)人:宇部興產(chǎn)株式會(huì)社