本发明涉及电力电缆行业，特别是涉及一种陶瓷绝缘件及其制备方法。
背景技术：
随着国民经济的飞速发展，电力网络的规模也在不断壮大。与此同时，人们对供电的可靠性要求也越来越高，这就要求电力网络中的所有设备的能够长久稳定可靠地运行。绝缘子作为一种重要的电力设备，在国家标准gb/t2009.b—1995《电工术语绝缘子》中被定义为：供处在不同电位的电气设备或导体电气绝缘和机械固定的器件。绝缘子为装备上金属附件的一定形状的绝缘材料。由于电瓷材料具有一定的机械强度，冷热急变性、绝缘优良性能、极高的化学稳定性、长期工作仍能保持机械强度和电气强度不变的特性，而成为绝缘子最广泛的材料。绝大多数的高压设备的外绝缘都采用电瓷。此外，目前存在的还有钢化玻璃绝缘子和有机绝缘子。尽管钢化玻璃绝缘子的机械强度和电气强度可以超过电瓷，然而其难以形成大而外形复杂的制品，因而无法撼动电瓷绝缘子的主导地位。有机绝缘子常以硅橡胶为外绝缘材料，硅橡胶易于成型，电气强度好，但本身不具有机械强度，需要与树脂材料构成复合绝缘材料，另外，有机绝缘子的抗老化性也远不如电瓷和玻璃绝缘子。综合来看，电瓷在电力行业的应用中依然具有无法取代的地位。
绝缘子按照用途可分为：线路绝缘子、变电所绝缘子和套管三大类。目前为止，瓷套管作为高压电缆终端的结构件还未出现可替代品。然而，电瓷为脆性材料，在拉应力的作用下容易断裂。此外，目前电网中使用的电缆终端瓷套的抗弯强度为150mpa～200mpa，抗热震温差一般低于200℃，普遍存在抗热冲击性能差的问题，在热震作用下其强度会大幅度下降，这就大大地降低了结构部件使用的可靠性。甚至在瓷套内外温差大的情况下，电缆终端瓷套可能会由于热应力过大而炸裂，从而引发事故并影响供电的稳定性和可靠性。电网中相关事故的分析研究也表明，与瓷套相关的电力事故通常是由于外界环境温度剧烈变化、线路故障或者误操作等因素导致瓷套的内外两侧产生较大的温差，从而使瓷套内产生较大热应力以致瓷套炸裂或者产生可见裂纹从而导致了后续故障的发生。
为了改善电瓷的性质，利用复相结构以形成两相之间特殊的界面在改善电瓷材料性能方面的研究已经取得较大进展，研究工作也较为深入。但是目前为止所得的电瓷在力学性能方面还不尽人意，其他一些性能，如抗热冲击性能还有待改善。
技术实现要素：
基于此，有必要提供一种同时具有良好的抗热冲击性能和较好的机械性能的陶瓷绝缘件。
一种陶瓷绝缘件，制备所述陶瓷绝缘件的原料包括α相氧化铝、六方氮化硼和氧化钇，所述六方氮化硼的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的5％～20％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的3％～8％。
本发明上述陶瓷绝缘件，以具有熔点高、硬度大，耐化学腐蚀，优良介电性等特性的α相氧化铝(α-al2o3)为基体材料，通过在α-al2o3基体中添加适量的强度及模量较低且具有各向异性膨胀系数的h-bn和烧结助剂氧化钇(y2o3)，经烧结形成陶瓷绝缘件；由于α-al2o3和h-bn的模量和膨胀系统差异较大，且h-bn的膨胀系数具有各向异性，在烧结过程中产生微裂纹效应，从而达到提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能的目的，从而使陶瓷绝缘件具有良好的抗热冲击性能和较高的机械强度，能够极大地提高电缆终端运行稳定性和可靠性，可以为电力系统的可靠稳定运行提供强有力的保障。
可以理解，所述六方氮化硼的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的5％～20％，则所述α相氧化铝的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的80％～95％。
在其中一个实施例中，所述h-bn的重量占所述α-al2o3和所述h-bn的重量之和的10％～15％。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼可以为微米级别，如粒径为150μm～200μm的h-bn，也可以为纳米级别。
较优地，所述六方氮化硼的粒径为20nm～150nm。
采用纳米级的h-bn引入陶瓷基体中，且h-bn和α-al2o3表面具有较好的化学相容性及晶体表面的融合性，能够很好的对材料起到增韧作用，提高其抗热冲击性能。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼包覆在所述α相氧化铝上形成包覆结构。如此，在α相氧化铝颗粒表面形成六方氮化硼包裹层，能够进一步改善陶瓷绝缘件的韧性和机械强度。
在其中一个实施例中，所述陶瓷绝缘件可为电缆终端瓷套。
本发明另一目的在于提供一种上述陶瓷绝缘件的制备方法。
一种陶瓷绝缘件的制备方法，包括以下步骤：
提供陶瓷粉体，所述陶瓷粉体包括α相氧化铝、六方氮化硼和氧化钇，所述六方氮化硼的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的5％～20％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼的重量之和的3％～8％；
将所述陶瓷粉体压制成陶瓷绝缘件坯体；
将所述陶瓷绝缘件坯体在0.5mpa～1mpa的氮气氛围、1750℃～1900℃温度条件下烧结5～12小时，得到所述陶瓷绝缘件。
本发明上述方法以α-al2o3为基体材料，添加适量的h-bn和y2o3，结合压制和烧结工艺，由于α-al2o3和h-bn的模量和膨胀系统差异较大，且h-bn的膨胀系数具有各向异性，在烧结过程中产生微裂纹，而以氧化钇为烧结助剂一方面可以降低煅烧所需温度，另一方面有利于提高陶瓷材料的强度，利用微裂纹实现陶瓷绝缘件的增韧，提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能，从而使陶瓷绝缘件具有较好的抗热冲击性能和较高的机械强度；进而能够提高电缆终端运行稳定性和可靠性，从而为电力系统的可靠运行提供强力保障。
在其中一个实施例中，所述h-bn的重量占所述α-al2o3和所述h-bn的重量之和的10％～15％。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼的粒径为20nm～150nm。
在其中一个实施例中，所述陶瓷粉体中的所述六方氮化硼包覆在所述α相氧化铝上形成包覆结构。
在其中一个实施例中，制备所述包覆结构的步骤包括如下步骤：
将粉末状的α相氧化铝与硼酸和尿素混合，以乙醇为介质球磨24～50小时，超声分散、去除乙醇并干燥后，得到混合物，所述α相氧化铝、所述尿素和所述硼酸的摩尔比为(2～9.3)(8～9):2；
将所述混合物在空气或氢气中，于500℃～700℃进行第一次煅烧后，在氮气氛围中于800℃～1000℃进行第二次煅烧，即可。
以硼酸和尿素作为氮化硼源，通过控制各原料的用量及煅烧条件，生成纳米级h-bn均匀包裹在α相氧化铝颗粒表面，形成紧密的包裹层。如此，在α相氧化铝颗粒表面形成均匀的、适宜厚度的纳米级h-bn包裹层，能够进一步改善陶瓷绝缘件的韧性和机械强度；。
可以理解，在此过程中通过控制各原料的添加量，使得纳米h-bn包覆的α-al2o3中h-bn的质量分数为5％～20％；
具体地，所述去除乙醇并干燥为采用旋转蒸发仪去除所述乙醇后，置于98℃～102℃真空烘箱内干燥10～12小时。
在其中一个实施例中，所述第一次煅烧的步骤为：将所述混合物在空气或氢气中，以固定升温速度加热至500℃～700℃进行煅烧。
在其中一个实施例中，所述固定升温速度为1℃/min～3℃/min。
进一步地，所述第一次煅烧时间为20～25小时，所述第二次煅烧时间为5～10小时。
在其中一个实施例中，所述α相氧化铝、所述尿素和所述硼酸的摩尔比为(2.5～4.4):8:2。
在其中一个实施例中，还包括制备所述陶瓷粉体的步骤：
将所述陶瓷粉体的各组分和乙醇混合，超声分散后，球磨24～48小时，然后去除乙醇，研磨60～120分钟后，过筛、喷雾干燥。
球磨过程中加入乙醇，能够降低原料粉体表面的表面能避免粉体产生团聚；而且乙醇易于挥发便于后续去除，不会增加原料粉体的水分含量，还能在一定程度上起到降温作用。
进一步地，所述超声分散的时间为15～30分钟。
在其中一个实施例中，所述过筛的步骤控制所述陶瓷粉体的粒径小于360目。
在其中一个实施例中，所述将所述陶瓷粉体压制成陶瓷绝缘件坯体的步骤为：将所述陶瓷粉体于200mpa～250mpa条件下经冷等静压成形，得到所述陶瓷绝缘件坯体。
在其中一个实施例中，所述方法还包括α相氧化铝的获取步骤：
将粒径为1μm～5μm的高纯度工业氧化铝粉(含量在99％以上的al2o3)，在空气氛围下于1500℃～1650℃煅烧10～15小时后，充分研磨，即可。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下面将对本发明进行更全面的描述，并给出了本发明的较佳实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。相反地，提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
目前，电缆终端瓷套虽然也有复相材料加成而成，然而其抗热冲击性能差，容易在剧烈温差下发生应力集中释放，从而导致瓷套炸裂或产生可见裂纹，影响电力系统的稳定运行。
抗热冲击性能又称抗热震性，是指材料承受温度巨变的能力，它是材料力学性能和热学性能对受热条件的综合反应。陶瓷材料的抗热震性能取决于材料内部的热应力，而热应力的大小取决于其力学性能和热学性能等因素的影响，所以陶瓷材料的抗热震性能必将是其力学性能、热学性能对应于各种受热条件的综合表现。陶瓷材料的热震破坏可分为热冲击作用下的瞬时断裂和热冲击循环作用下的开裂、剥落、直至整体破坏两类。鉴于陶瓷材料热震破坏方式的不同，目前被人们普遍接受的热震评价理论有两种：一种是基于热弹性理论的临界应力断裂理论，一种是以断裂力学为基础的热震损伤理论。
其中，临界应力断裂理论以热应力σh和材料的固有强度σf之间的平衡作为抗热震破坏的依据，认为当热震在材料中造成的热应力超过材料的固有强度，即σh≥σf时，材料热震断裂，抗热震断裂理论以强度——应力为判据，认为材料中的热应力达到抗张强度极限后，材料就产生开裂，一旦有裂纹成核就会导致材料的完全破坏，该理论对于一般的玻璃及陶瓷都能适用，但无法解释含微孔的材料良好的抗热震性能。热震损伤理论以热弹性应变能w和断裂能u之间的关系作为热震损伤的判据，分析材料在温度变化条件下的裂纹成核、扩展及抑制的动态过程。当材料中存储的应变能w超过材料的断裂所需要的能量u，即w≥u时，裂纹便开始产生、扩展从而导致材料的热震损伤。
然而，对于陶瓷材料抗热震机理的研究尚不充分，本申请发明人通过大量实验发现，在陶瓷材料中引入一定密度的显微裂纹，可以显著提高材料的韧性，进而提高材料的抗热震损伤性能。由于微裂纹的存在，使得陶瓷材料有明显的延性行为，而材料的延性行为直接导致r曲线行为，即随裂纹的扩展材料的断裂韧性增大，相应地提高了材料的抗热震性能。
因此，本申请在α-al2o3中引入热传导性好、抗热震性能较好且具有各向异性的热膨胀系数的非氧化物h-bn，并通过各原料组分的用量搭配、晶粒大小以及后续压制烧结工艺等条件，来控制裂纹尺寸，使陶瓷材料的抗热震性能明显得到提高，而且在提高其抗热震性的同时，使其具有良好的其它物理性能，如机械强度等。
以下为部分具体实施例：
α-al2o3粉末可以通过市售购入，也可通过自制获得。
实施例1
电缆终端瓷套的制备方法，具体过程如下：
1)采用高纯度工业氧化铝(纯度大于99％)，粒径为1μm～5μm，空气氛围下1600℃煅烧12h，使其充分转变为α-al2o3；将α-al2o3粉充分研磨。
2)按照α-al2o3与(nh2)2co、h3bo3的摩尔比为3:8:2，将研磨后的α-al2o3粉与尿素((nh2)2co)和硼酸(h3bo3)混合，加入无水乙醇和适量去离子水后在球磨机中球磨48小时，经超声波充分分散后在旋转蒸发仪上蒸干溶剂，再置于100℃真空烘箱干燥12小时，得到干燥的混合物。
3)将步骤2)所得的混合物在空气中以2℃/min升温速率加热至600℃煅烧20～25小时，然后在n2氛围中于950℃煅烧8小时，得到纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末。对所得的纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末进行检测，h-bn的重量占复合粉末的重量的14％，h-bn的粒径为20nm～30nm。
4)按照y2o3的添加量为纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末重量的5％，将上述步骤得到的纳米h-bn包覆的α-al2o3与y2o3混合并充分研磨，其中氧化钇为分析纯；然后将研磨后的原料置于无水乙醇中搅拌，并用超声波分散45min；之后置于球磨机中球磨36小时，再置于旋转蒸发仪中100℃蒸干溶剂，再置于100℃恒温烘箱中烘干12小时；之后研磨100min，360目过筛得到混合的陶瓷粉体，再采用喷雾干燥法将陶瓷粉体干燥。
5)将干燥的陶瓷粉体在200mpa～250mpa条件下经冷等静压成形，得到电缆终端瓷套坯体。
6)在0.5mpa的n2氛围中以1800℃烧结10小时，自然冷却至室温，得到电缆终端瓷套的样品。
按上述方法制作不低于三个样品，并对样品的性能进行检测：
电缆终端瓷套样品的平均密度为3.71g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，电缆终端瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为507mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复10次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能，最终得到在抗热震温差为710℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例2
实施例2与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤2)中α-al2o3与(nh2)2co、h3bo3的摩尔比为4.4:8:2，对所得的纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末进行检测，h-bn的重量占复合粉末的重量的10％，h-bn的粒径为20nm～30nm。
对所得电缆终端瓷套的样品进行检测：
电缆终端瓷套样品的平均密度为3.78g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，电缆终端瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为510mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复5～10次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能，最终得到在抗热震温差为698℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例3
实施例3与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤2)中α-al2o3与(nh2)2co、h3bo3的摩尔比为2:8:2，对所得的纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末进行检测，h-bn的重量占复合粉末的重量的19.8％，h-bn的粒径为20nm～30nm。
对所得电缆终端瓷套的样品进行检测：
电缆终端瓷套样品的平均密度为3.62g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，电缆终端瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为276mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复8次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能，最终得到在抗热震温差为715℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例4
实施例4与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤2)中α-al2o3与(nh2)2co、h3bo3的摩尔比为9.3:8:2，对所得的纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末进行检测，h-bn的重量占复合粉末的重量的5.2％，h-bn的粒径为20nm～30nm。
对所得电缆终端瓷套的样品进行检测：
电缆终端瓷套样品的平均密度为3.86g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，电缆终端瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为524mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复5～10次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能，最终得到在抗热震温差为280℃时，抗弯强度损失率为5％。
对比例1
实施例1与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤2)中α-al2o3与(nh2)2co、h3bo3的摩尔比为1.32:8:2，对所得的纳米h-bn包覆的α-al2o3复合粉末进行检测，h-bn的重量占复合粉末的重量的24.3％，h-bn的粒径为20nm～30nm。
所得电缆终端瓷套表面肉眼可见裂纹，对所得电缆终端瓷套的样品进行检测：
电缆终端瓷套样品的平均密度为3.55g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，电缆终端瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为244mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复6次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能，最终得到在抗热震温差为719℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例5
电缆终端瓷套的制备方法，具体过程如下：
1)采用高纯度工业氧化铝(纯度大于99％)，粒径为1μm～5μm，空气氛围下1600℃煅烧12h，使其充分转变为α-al2o3；然后将α-al2o3粉充分研磨。
2)将普通商业售卖的纳米h-bn与α-al2o3和y2o3充分混合并仔细研磨，其中h-bn的质量分数为10％，h-bn的粒径为100nm～150nm，α-al2o3的质量分数为90％，外加y2o3的质量分数为5％，氧化钇为分析纯；将研磨后的原料置于无水乙醇中搅拌，并用超声波分散30min；之后置于球磨机中球磨24小时，再置于旋转蒸发仪中100℃蒸干溶剂，再置于100℃恒温烘箱中烘干12小时；之后研磨120min，360目过筛得到混合粉体，再采用喷雾干燥法干燥。
3)然后在200mpa下经冷等静压成形得到电缆终端瓷套坯体。
4)最后在1mpa的n2氛围中以1900℃烧结5小时，自然冷却至室温得到电缆瓷套终端样品。
按上述方法制作不低于三个样品，最终试验得到：
瓷套样品的平均密度为3.67g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为286mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复8次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能。最终得到在抗热震温差为670℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例6
电缆终端瓷套的制备方法，具体过程如下：
1)采用高纯度工业氧化铝(纯度大于99％)，粒径为1μm～5μm，空气氛围下1600℃煅烧12h,使其充分转变为α-al2o3；然后将α-al2o3粉充分研磨。
2)将商业售卖的微米h-bn分别与α-al2o3和y2o3充分混合并仔细研磨(h-bn与α-al2o3按摩尔比90:41添加)，其中h-bn的质量分数为10％，h-bn的粒径为150μm～200μm，α-al2o3的质量分数为90％，外加y2o3的质量分数为5％，氧化钇为分析纯；将研磨后的原料置于无水乙醇中搅拌，并用超声波分散60min；之后置于球磨机中球磨48小时，再置于旋转蒸发仪中100℃蒸干溶剂，再置于100℃恒温烘箱中烘干12小时；之后研磨100min，360目过筛得到混合粉体，再采用喷雾干燥法干燥。
3)然后在230mpa下经冷等静压成形得到电缆终端瓷套坯体。
4)最后在0.5mpa的n2氛围中以1750℃烧结12小时，自然冷却至室温得到电缆瓷套终端样品。
按上述方法制作不低于三个样品，对所得电缆终端瓷套样品进行性能检测：瓷套样品的平均密度为3.61g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为232mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复6次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能。最终得到在抗热震温差为550℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例7
实施例7与实施例5基本相同，不同之处在于：h-bn的质量分数为20％，α-al2o3的质量分数为80％。
对所得电缆终端瓷套样品进行性能检测：瓷套样品的平均密度为3.53g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为213mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复5次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能。最终得到在抗热震温差为682℃时，抗弯强度损失率为5％。
对比例2
对比例2与实施例5基本相同，不同之处在于：h-bn的质量分数为3％，α-al2o3的质量分数为97％。
对所得电缆终端瓷套样品进行性能检测：瓷套样品的平均密度为3.60g/cm3；采用三点法，做四向弯曲试验，瓷套样品的平均的抗弯强度(室温)为102mpa；温度循环试验试采用加温急冷却的方法，反复5次，然后通过测量残余抗弯强度得到其抗热冲击性能。最终得到在抗热震温差为360℃时，抗弯强度损失率为5％。
本发明实施例1～7中电缆终端瓷套与一般市场上电缆终端瓷套(抗弯强度为150mpa～200mpa，抗热震温差一般低于200℃)以及对比例1～2的电缆终端瓷套相比，具有更优的抗弯强度与抗热震温差。进一步，通过以上改变纳米h-bn在原料中的质量百分比的实施例1～4和对比例1可知，使纳米h-bn在原料中的质量百分比在5％-20％范围内变化，所得电缆终端瓷套具有微裂纹，其机械强度和抗热冲击性能均较好，而在纳米h-bn质量分数为10％-15％时，综合考虑机械强度与抗热冲击性能的情况下，所得的电缆瓷套终端性能最佳。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。