LaB6多晶体、其制备方法及包括其的LaB6 阴极

摘要

本发明公开了一种LaB6多晶体的制备方法。该制备方法包括以下步骤：（1）装炉，将装有LaB6粉末的模具置于烧结炉内；（2）升温，分为四个阶段逐步将温度从室温升高至预定温度；（3）停压并缓慢降温，得到LaB6多晶体。本发明提供的LaB6多晶体制备方法具有压制压力小、制备工艺流程简单、生产成本低、产品致密度高及尺寸大的特性，适合于工业生产，有利于促进LaB6多晶体的应用。

说明书

技术领域

本发明涉及阴极材料技术领域，具体而言，涉及一种LaB₆多晶体、其制备方法及由其制 成的LaB₆阴极。

背景技术

LaB₆是一种优异的阴极发射材料，不仅具有高熔点、高硬度、导电性好、化学稳定性好 等特点，同时还具有电子逸出功低、电阻恒定、抗热辐射性能好、抗中毒能力强等优点，优 于传统的W阴极及氧化物阴极。现在主要作为热阴极电子源、高亮度电光源、高稳定性和高 寿命系统元件的核心材料，已经应用在扫描电镜和电子探针等大型精密分析仪器、选择光学 过滤器、电子束雕刻、电子束热源及加速器等工程领域，在国防以及民用领域具有广阔的应 用前景。

目前，制备LaB₆多晶体主要采用冷压成型烧结、SPS等离子体烧结、热压成型烧结的方 法。冷压成型烧结法是将LaB₆粉末在常温条件下压制成型，然后放入烧结炉内烧结制备LaB₆多晶材料，所制备产品的致密度低（相对密度低于85%）、力学性能和发射性能差，不能在工 业生产中应用。SPS等离子烧结法是LaB₆粉末放入模具压实后放入SPS烧结炉，施加 30MPa-50MPa轴向压力，短时间内烧结成型制备LaB₆多晶体。该方法设备要求高，生产成本 高，不适于工业生产和应用。目前，LaB₆多晶体的制备主要采用热压烧结法，其制备工艺是 将LaB₆粉末在一定温度和压力下压制成型，其压制温度2050℃～2200℃，轴向压制压力为 30～50MPa轴向压力，压制时间为1～3h。然而，该方法的压制压力过高，所制备产品的尺寸 过小，不利于后续的加工设计。

在公开号为200810225030.7的中国专利申请中公开了一种LaB₆多晶体阴极材料的快速制 备方法。该方法包括以下步骤：将LaB₆粉末装入石墨模具中，加压压实后，放入SPS烧结炉 中烧结，然后随炉冷却至室温，得到LaB₆多晶体阴极材料。烧结工艺为：轴向压力30-50MPa， 气氛为高纯氩气或真空度高于5MPa的真空，以90℃-200℃的升温速度升温，烧结温度为1400 ℃-1700℃，保温时间为5-20分钟。制备LaB₆粉体工艺复杂，成本高，压制压力大，设备要 求高，不适用于大规模工业生产和应用。

在公开号为200610012297.9的中国专利申请中公开了一种高纯纳米晶LaB₆多晶体的原位 合成方法。该方法利用氢电弧等离子蒸发设备，以金属镧作为阳极，金属钨作为阴极，在氢 气和氩气的混合气氛下，将原料金属镧块制备成颗粒尺寸在20-100nm之间氢化镧纳米粉，放 入氩气保护处理室，与纳米级硼粉按La：B=1：6混合均匀，放入石墨模具，装入放电等离子 烧结设备中烧结，制备出平均晶粒150nm，最大抗弯强度达到249.59MPa，是一种原位制备高 纯度高性能LaB₆多晶体的方法。该方法制备LaB₆多晶体工艺复杂，成本高，压制压力大，设 备要求高，不适用于大规模工业生产和应用。

发明内容

为了解决现有LaB₆多晶体制备过程中存在的压制压力过高以及所制备产品尺寸过小的问 题，本发明提供了一种LaB₆多晶体制备方法。该制备方法通过在粉体压制前预先施加一定压 力以及在成型压制过程中缓慢施加压力，使得粉体成型所需的压力降低，只需要3-15MPa， 对生产设备要求大大降低，适合于工业生产和应用。按照本发明提供的制备方法所得到的LaB₆多晶体具有尺寸大、致密度的特点，便于其后续加工设计，扩大该阴极材料的应用范围。

本发明的一方面在于提供了一种LaB₆多晶体的制备方法。该制备方法包括以下步骤：（1） 装炉，将装有LaB₆粉末的模具置于烧结炉内；（2）升温，分为四个阶段逐步将温度从室温升 高至预定温度；（3）停压并缓慢降温，得到所述LaB₆多晶体；其中，步骤（2）的升温四个阶 段包括：第一升温阶段：室温至600-800℃；第二升温阶段：600-800℃至1600-1750℃；第三 升温阶段：1600-1750℃至1850-1900℃；第四升温阶段：1850-1900℃至预定温度；而且，第 三升温阶段对LaB₆粉末施加小于3Mpa的压力；第四升温阶段对aB₆粉末施加3-15Mpa的压 力。

优选地，上述各个升温阶段的升温速度为所述第一升温阶段的升温速率为5℃-15℃；第 二升温阶段的升温速率为30℃-50℃；第三升温阶段的升温速率为5℃-15℃；以及第四升温阶 段的升温速率为5℃-15℃。

优选地，第三升温阶段的保温时间为1-2小时。

优选地，在步骤（1）之前，进一步包括将LaB₆粉末过300目筛的步骤。

优选地，在步骤（1）中，在将所述LaB₆粉末装入所述模具之前，用碳纸覆盖所述模具的 内壁。

优选地，在上述步骤（3）中，降温过程包括三个阶段，其中，第一降温阶段：预定温度 至1500-1700℃；第二降温阶段：1500-1700℃至900-1100℃；以及第三降温阶段：900-1100 ℃至室温。更优选地，第一降温阶段的降温速率为10℃-20℃；第二降温阶段的降温速率为25 ℃-40℃；以及第三阶段为自然冷却。

本发明的另一方面在于提供了一种LaB₆多晶体，该LaB₆多晶体由上述制备工艺制备而 成，其相对致密度为92-96%。优选地，该多晶体的Φ值在20mm至100mm的范围，更优选 在20mm至80mm的范围内。

本发明的再一方面在于提供了一种LaB₆阴极，该LaB₆阴极包括本发明提供的LaB₆多晶 体。优选地，上述LaB₆阴极的形状包含圆柱体、六面体、空心体或者椭圆体。

由以上的技术方案可知，本发明通过在不同的温度区间采用不同的升降温速率以及在成 型压制过程中缓慢施加压力，使得粉体成型所需的压力降低，所制备的LaB₆多晶体尺寸大、 致密度。该方法具有压制压力小，制备工艺流程简单，生产成本低的特点，适合于工业生产， 有利于促进L_aB6多晶体的应用。

附图说明

构成本发明的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及 其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：

图1示出了本发明提供的LaB₆多晶体制备方法的流程示意图；

图2示出了本发明提供的LaB₆阴极制作方法的流程示意图；

图3示出了本发明具体实施方式所提供的LaB₆多晶体的XRD图谱；

图4示出了本发明具体实施方式提供的LaB₆多晶体的断面SEM扫描照片。

具体实施方式

下文中将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。需要说明的是，在不冲突的情况下， 本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

由背景技术可知，现有LaB₆多晶体制备过程中存在的压制压力过高的问题，本发明的发 明人对上述问题进行研究，提出本申请所提供的LaB₆多晶体制备方法。该方法通过在不同的 温度区间采用不同的升降温速率以及在成型压制过程中缓慢施加压力，从而排除粉末颗粒之 间的孔隙，增加烧结颗粒之间的接触面积，使得粉体成型所需的烧结能及烧结压力降低。该 方法具有压制压力小、制备工艺流程简单、生产成本低的特点，所制备的LaB₆多晶体尺寸大、 致密度高。

本发明提供的LaB₆多晶体的制备方法包括以下步骤：（1）装炉，将装有LaB₆粉末的模 具置于烧结炉内；（2）升温，分为四个阶段逐步将温度从室温升高至预定温度；（3）停压并 缓慢降温，得到LaB₆多晶体；其中，第一升温阶段：室温至600-800℃；第二升温阶段：600-800 ℃至1600-1750℃；第三升温阶段：1600-1750℃至1850-1900℃；第四升温阶段：1850-1900 ℃至1950-2000℃；在第三升温阶段对LaB₆粉末施加小于3Mpa的压力；在第四升温阶段对 LaB₆粉末施加3-15Mpa的压力。

下面将结合图1进一步解释说明本发明提供的LaB₆多晶体制备方法。

图1示出了本发明提供的LaB₆多晶体制备方法的流程示意图。如图1所示，首先，将LaB₆粉末装到石墨模具内，然后置于炉内。优选地，本发明以碳化硼还原法制备的纯度大于99%， 粒径范围为10-50μm的LaB₆粉末为原料。但从反应原理而言，本发明并不局限于上述原料， 其他方法还原制备的不同粒径的六硼化镧粉及其他的稀土六硼化物均可应用到本发明中。本 领域技术人员完全可以根据实际工作需要选择合适的原料。另外，原料的粒径也可能会影响 多晶体的相对密度。因为在固相烧结体系中，采用较小颗粒代替粗颗粒进行烧结反应，晶粒 间的扩散距离开始缩短，减弱了粉料烧结的阻力，增加了粉体在液相体系中的溶解能力，因 此能够促进烧结的进行。为了避免烧结末期颗粒的再结晶，原始粒度优选为细小均匀状，如 果粉末粒度分布不均匀，存在的大颗粒粉末可能会发生晶粒异常长大，从而有可能影响粉体 致密化烧结。另外，为了提高粉体均匀性，减少团聚现象，优选地，可在每次装模前过300 目的筛。装模的具体操作步骤可以是：根据LaB₆多晶体的尺寸要求选择不同内径模具，并且 计算出所需LaB₆粉末的量，然后将粉末装入石墨模具内。优选地，装模前可在石墨模具内侧 放置一层碳纸，防止热压过程中LaB₆粉末进入石墨模具中而造成粘结现象，从而影响多晶体 致密度。装模的时候，用手稍微施压压实粉末，以提高粉末和模具间的摩擦力，防止升温过 程中粉末和模具脱离。装模完成后，通过调节压头位置把模具放置于炉体高温区，石墨模具 内LaB₆粉末两端均垫上石墨垫片，垫片与相应内径的石墨压杆和压头链接，石墨模具悬空不 和压头接触。

装炉后，检查冷却水，开机械泵，抽真空，优选抽真空至5Pa。开始加热升温，升温曲线 如下：室温→第一温度→第二温度→第三温度→预定温度，整个升温阶段就被分为四个阶段。 第一升温阶段为室温→第一温度，第二升温阶段为第一温度→第二温度，第三升温阶段为第 二温度→第三温度，第四升温阶段为第三温度→预定温度。本申请所指的预定温度为本领域 制备LaB₆的常规温度，可根据生产实际要求设定该温度，例如，1950-2000℃。在固相烧结体 系中样品达到烧结致密化的温度通常小于所有成分的熔点。因各粉体晶体结合情况存在差异， 相应烧结温度也有较大区别。在晶体中键能越高，原子扩散也越慢，因此需要的烧结温度也 就越高。而且单纯采用提高烧结温度方法促进烧结，会使晶粒异常长大，从而对样品性能产 生影响。因此本发明将整个升温阶段分为四个阶段，第一升温阶段主要目的是为了减小粉体 中、炉腔内微量的水蒸气和氧气对粉体热压烧结的影响，而第二、三、四升温阶段是根据烧 结温度、压力对多晶体密度的影响来确定的。

那么如何根据烧结温度、压力对多晶体密度的影响来确定第二、三、四阶段的温度和压 力呢？本发明的发明人认为六硼化镧粉体的热压烧结过程大致可以分为下列三个阶段：第一， 热压初期，此时由于外加压力的作用，LaB₆颗粒间开始发生相对移动、塑性变形，类似无压 烧结的颗粒重排，颗粒间主要表现为点接触。LaB₆粉末在模腔内经受压力后，颗粒间的孔隙 度大大减小，随着温度升高，颗粒间的接触面积显著增加，粉末在压制过程中出现位移和变 形。当施加热压压力时，LaB₆颗粒由于表观形貌的不规则性，产生滑移，颗粒之间形成了点 接触并形成表面效应，随着温度升高和外加压力的增大，颗粒间的点接触明显增加，坯体的 收缩现象明显，模具的轴向位移开始增加；第二，热压中后期，由于LaB₆在高温下挥发性高， LaB₆烧结体的致密化主要以蒸发.凝聚和原子扩散为机制，即烧结后期的晶界形成和闭孔收 缩阶段，该阶段颗粒之间经压力和温度的同时作用，颗粒间开始出现烧结颈和收缩烧结现象， 随着温度升高、热压压力增加和保温时间延长，由于LaB₆颗粒之间存在曲率半径和蒸气压的 差异，在高温下LaB₆从蒸气压较高的凸面蒸发，并在蒸气压较低的凹面凝聚。LaB₆颗粒之间 由初期的点接触逐渐转变为面接触，LaB₆颗粒间的中心距离开始缩小，LaB₆颗粒间，开始形 成晶界并不断扩大，气孔尺寸也在不断缩小，形状也发生了变化。气孔由最开始的通气孔逐 渐转变为孤立的闭气孔并呈球形化，颗粒间的晶界在不断移动和长大，样品烧结致密化现象 明显。大多数的气孔随样品的收缩从LaB₆晶体中不断排出，从而导致样品产生烧结致密化现 象，即形成的闭气孔被不可压缩的致密化球壳包围着，随着烧结时间的延长，孔隙的表面应 力会使孔隙周围的材料产生压应力而变形，迫使孔隙进一步缩小。在热压过程中除受孔隙表 面应力作用外，还受外加压应力，而且外加压应力要比表面应力大得多，所以热压致密化能 在较短时间内就可以达到平衡密度。在热压中后期，当热压温度保持不变时，增大热压压力 有利于气孔率的减小和致密度的提高；当热压压力不变时，随烧结温度的升高，LaB₆粉体在 高温下的屈服极限强度大大减小，进而促进了颗粒间的烧结致密化；第三，热压末期，即趋 于极限密度阶段，LaB₆多晶体的烧结、闭气孔收缩过程基本完全，此时主要以原子扩散或晶 粒的生长为机制，工艺参数的提高会促使LaB₆晶粒长大，从而导致LaB₆多晶体致密化速率的 下降。此时LaB₆多晶体的致密度不再随保温时间的延长而增大，虽然随着温度升高和时间延 长，LaB₆粉体的粘度和临界剪切应力的降低均有利于孔隙的进一步缩小，但是温度升高和保 温时间延长又会使热压后期LaB₆多晶体的晶粒明显长大，对于由扩散控制的致密化过程不利， 这两种因素对致密化的作用是相反的，因此LaB₆多晶体的致密度也不能无限制增大。鉴于上 述理论分析，本发明的发明人根据上述理论，通过将升温阶段分为四个阶段，具体而言，第 一升温阶段：室温至600-800℃；第二升温阶段：600-800℃至1600-1750℃；第三升温阶段： 1600-1750℃至1850-1900℃；第四升温阶段：1850-1900℃至预定温度；并将第三升温阶段对 LaB₆粉末施加的压力控制在小于3Mpa，将第四升温阶段对LaB₆粉末施加的压力控制在 3-15Mpa，使得LaB₆粉末在整个烧结过程，尤其是热压中后期和热压末期的晶粒成长过程得 到较好控制，从而制得的LaB₆多晶体尺寸大、致密度高。

具体而言，每一个升温阶段所发挥的作用均不相同，第一升温阶段：能够充分的排除粉 体中、炉腔内微量的水蒸气和氧气，减少对粉体热压烧结的影响，在第二至第四阶段，边升 温边加压。第二阶段处于热压的初期，温度低于六硼化镧的再结晶温度，有利于保证LaB₆颗 粒间相对移动、塑性变形的完成；第三阶段大幅提高多晶体致密度，因为该阶段处于热压中 后期，在该阶段，大量原子不断向颗粒的晶体粘结面迁移，从而使晶粒之间距离变小，晶体 间的烧结颈增大，逐渐形成不间断的孔洞网络结构。此时晶粒生长引起晶界跨过孔洞迁移， 气孔率会大幅度降低。坯体的收缩、强度以及致密化程度提高也主要发生在烧结中期。第四 阶段有利于致密度进一步提高。因为该阶段为烧结末期，主要是闭气孔的缩小和减少阶段， 当颗粒间的孔隙由通气孔逐渐转变为闭气孔时，闭气孔率大为提高，随烧结温度升高和保温 时间延长，闭气孔不断缩小，闭气孔率开始降低，样品致密度会有一定提高，但增加速率缓 慢。

由于本发明所提供的热压烧结制备LaB₆多晶体属于单元体系烧结，所以通过上述升温阶 段及各阶段所加压力的控制，使得烧结过程主要由原子自扩散和塑性流动控制，当热压温度 低于LaB₆粉体的再结晶温度时，原子自扩散缓慢，原子迁移距离较小，因此粉体间的接触面 扩大量较小。只有当热压温度超过LaB₆再结晶温度时，粉体的自扩散和塑性流动才会加快， 粉体烧结现象才明显。而且随着热压温度提高，阻碍烧结的因素也会随着减弱，例如：粉体 表面的氧化膜和气体，粉体颗粒的塑性流动性能差，颗粒间的接触面较小，烧结反应过程中 所产生的气体等。外加压力的提高，可明显改善LaB₆粉体间的接触，热压压力的大小既影响 了原料烧结过程中的致密度，也影响到了烧结体的烧结温度、烧结致密度和性能。因此，通 过将烧结温度和外加压力控制在本发明提供的技术方案的范围内，使得粉末的原子自扩散和 塑性流动加快，减低了各种影响因素的不良影响，提高了烧结过程中的致密性，从而得到了 尺寸大、致密度高的LaB₆多晶体。

另外，研究表明，适当的保温时间将有利于样品中孔隙的消除和原子迁移，但仅依靠延 长烧结保温时间是难以达到完全致密的，而且延长保温时间，也会降低生产效率，过长的保 温时间还会使LaB₆晶粒异常长大，多晶体的显微结构不均匀，导致烧结多晶体微裂纹的产生， 故应当选择适当的保温时间工艺来保证产品的生产率和性能。再者，升温速率对样品的致密 化烧结也有一些影响，升温速率太快，可能会导致样品烧结前期的收缩速率过高，从而气体 排出通道被过早关闭，从而滞留在晶粒内部使样品的致密度降低。

在本发明提供的具体实施方式中，升温速率及保温时间的具体过程如下：从室温开始以5 ℃-15℃/min速率缓慢升温至第一温度，主要目的是减小粉体中、炉腔内微量的水蒸气和氧气 对粉体热压烧结的影响。然后以30℃-50℃/min的速度加热至第二温度，在此温度区间快速加 热的目的是缩短工艺时间，减少能耗。从第二温度开始在LaB₆粉末的轴向施加1-3MPa的压 制压力，以促进粉末移动，填充粉末颗粒之间的间隙。然后又以5℃-15℃/min的速度升至第 三温度并保温1-2小时，以使模具内外温度更加一致。保温过程结束后，开始在LaB₆粉末轴 向缓慢加压，以使粉末从流动位移阶段转变到粉体变形阶段，促进块体致密度提高。在温度 达到第四温度时，轴向压制压力3-15MPa达到成型压制压力，并在这个压力下压制1-2h，即 完成LaB₆粉末的成型压制过程。

完成上述热压过程后，停压，然后降温，降温曲线为：预定温度→第五温度→第六温度 →室温，因此将整个降温过程分为三个阶段，第一降温阶段为预定温度→第五温度，第二降 温阶段为第五温度→第六温度，第三降温阶段是第六温度→室温。优选地，所述第五温度为 1500℃-1700℃，所述第六温度为900℃-1100℃。优选地，降温阶段的过程如下：从预定温度 开始以10℃-20℃/min速率缓慢降温至第五温度，以防止降温速度过快造成多晶体晶格由于所 受热应力不均匀而产生开裂。然后以25℃-40℃/min的速度降温至第六温度，停止加热，随炉 冷却至室温。第一降温阶段为缓慢降温，是为了防止热压后急冷造成多晶体开裂；第二降温 阶段相当于热处理，进一步消除多晶体压制过程中的热应力。第三降温阶段的设备在1100℃ 后，已退出红外自动测温控制程序而转换为热电偶测温。

最后，取出石墨模具，退出多晶体。一次热压烧结成型即可得到高致密度多晶体，多晶 体成品相对致密度为92-96%；直径20mm<D≤100mm，优选直径50mm<D≤100mm，更优选为 50mm<D≤80mm，压制压力为10-15MPa，采用多次热压烧结工艺制备，下一次的压制温度增 加50℃，最多三次热压烧结成型后可得到相对致密度为92-96%的LaB₆多晶体。

本发明的另一方面在于提供了一种LaB₆阴极。该LaB₆阴极包括上述LaB₆多晶体。其制 备工艺流程示意图请见图2。将LaB₆多晶体放置到现有的阴极加工机器中即可获得LaB₆阴极， 上述LaB₆阴极的形状包含圆柱体、六面体、空心体或椭圆体。

以下将以具体实施例进一步说明本发明所提供的LaB₆多晶体制备方法及LaB₆阴极 制作方法。

实施例1

将粒径u=20μm左右的LaB₆粉末装入内径Φ20mm的石墨模具中，加压压实后，放入热 压炉中，抽真空至5Pa，升温烧结，烧结工艺为：从室温以5℃min速率缓慢升温至600℃， 然后以30℃/min的速度加热至1600℃，并且从1600℃开始在LaB₆粉末的轴向施加2MPa的 压制压力。接着以5℃/min的速度升至1850℃，然后在LaB₆粉末轴向缓慢加压，当温度达到 1950℃时，轴向压制压力达到5MPa，在此压力下压制2h，即完成LaB₆粉末的成型压制过程。

热压完成后，停压，然后降温。从1950℃开始以10℃min速率缓慢降温至1500℃，然后 以25℃/min的速度降温至900℃，停止加热，随炉冷却至室温。最后，取出石墨模具，退出 多晶体。

通过测量LaB6多晶体的质量和尺寸，计算出其相对致密度，具体而言，相对致密度计算 方式有两种为：①对于规则形状的块体，直接测量即可计算得到体积，然后采用电子天平(可 精确到0.1mg)称量出质量，即可计算相对致密度=实际密度/理论密度=（质量/体积）/4.72，② 对于不规则块体，采用电子天平(可精确到0.1mg)称量出其质量，然后采用阿基米德排水法测 量其体积，即将试样放入水中，排出水的体积即为块体的体积，可计算相对致密度=实际密度 /理论密度=（质量/体积）/4.72。我们一般均采用排水法计算体积。

通过硬度计测量LaB₆多晶体的洛氏硬度；通过万能实验机测试LaB₆多晶体的抗弯强度； 将LaB₆多晶体加工成LaB₆阴极，测试其发射性能参数。

测试结果表明，LaB₆多晶体的相对致密度达到95.4%，洛氏硬度为84，抗弯强度为 154MPa，样品加工成空心阴极后，在Xe等离子环境中平均发射电流密度大于10A/cm²，功函 数为2.40eV，空心阴极放电电压为22-30V，可以满足用户使用需求。

实施例2

将粒径u=30μm左右的LaB₆粉末装入内径Φ30mm的石墨模具中，加压压实后，放入热 压炉中，抽真空至5Pa，升温烧结，烧结工艺为：从室温以10℃min速率缓慢升温至700℃， 然后以40℃/min的速度加热至1700℃，并且从1700℃开始在LaB₆粉末的轴向施加2MPa的 压制压力。接着以10℃/min的速度升至1880℃并保温1.5小时，保温过程结束后，开始在LaB₆粉末轴向缓慢加压，当温度达到1980℃时，轴向压制压力达到10MPa，在此压力下压制1.5h， 即完成LaB₆粉末的成型压制过程。

热压完成后，停压，然后降温。从1980℃开始以15℃min速率缓慢降温至1600℃，然后 以30℃/min的速度降温至1000℃，停止加热，随炉冷却至室温。最后，取出石墨模具，退出 多晶体。

通过测量LaB₆多晶体的质量和尺寸，计算出其相对致密度；通过硬度计测量LaB₆多晶体 的洛氏硬度；通过万能实验机测试LaB₆多晶体的抗弯强度；将LaB₆多晶体加工成LaB₆阴极， 测试其发射性能参数。

测试结果表明，LaB₆多晶体的相对致密度达到95.9%，洛氏硬度为85，抗弯强度为 150MPa，样品加工成空心阴极后，在Xe等离子环境中平均发射电流密度大于10A/cm²，功函 数为2.40eV，空心阴极放电电压为22-30V，可以满足用户使用需求。

实施例3

将粒径u=40μm左右的LaB₆粉末装入内径Φ50mm的石墨模具中，加压压实后，放入热 压炉中，抽真空至5Pa，升温烧结，烧结工艺为：从室温以15℃min速率缓慢升温至800℃， 然后以50℃/min的速度加热至1750℃，并且从1750℃开始在LaB₆粉末的轴向施加2MPa的 压制压力。接着以15℃/min的速度升至1900℃并保温1小时，保温过程结束后，开始在LaB₆粉末轴向缓慢加压，当温度达到2000℃时，轴向压制压力达到15MPa，在此压力下压制1h， 即完成LaB₆粉末的成型压制过程。

热压完成后，停压，然后降温。从2000℃开始以20℃min速率缓慢降温至1700℃，然后 以40℃/min的速度降温至1100℃，停止加热，随炉冷却至室温。最后，取出石墨模具，退出 多晶体。

通过测量LaB₆多晶体的质量和尺寸，计算出其相对致密度；通过硬度计测量LaB₆多晶体 的洛氏硬度；通过万能实验机测试LaB₆多晶体的抗弯强度；将LaB₆多晶体加工成LaB₆阴极， 测试其发射性能参数。

测试结果表明，LaB₆多晶体的相对致密度达到95.1%，洛氏硬度为84，抗弯强度为 145MPa，样品加工成空心阴极后，在Xe等离子环境中平均发射电流密度大于10A/cm²，功函 数为2.40eV，空心阴极放电电压为22-30V，可以满足用户使用需求。

实施例4

将粒径u=30μm左右的LaB₆粉末装入内径Φ76.2mm的石墨模具中，加压压实后，放入热 压炉中，抽真空至5Pa，升温烧结，烧结工艺为：从室温以15℃min速率缓慢升温至800℃， 然后以50℃/min的速度加热至1700℃，并且从1700℃开始在LaB₆粉末的轴向施加1MPa的 压制压力1850℃施加压力压制10min初步成型，然后升温到1900℃压制30min，压制轴向压 力13Mpa，继续升温至2000℃，保温2h后按照实施例3的降温速率冷却到室温，得到LaB₆多晶体块。

通过测量LaB₆多晶体的质量和尺寸，计算出其相对致密度；通过硬度计测量LaB₆多晶体 的洛氏硬度；通过万能实验机测试LaB₆多晶体的抗弯强度；将LaB₆多晶体加工成LaB₆阴极， 测试其发射性能参数。

测试结果表明，LaB₆多晶体的相对致密度达到95.6%，洛氏硬度为82，抗弯强度为 153MPa，样品加工成空心阴极后，在Xe等离子环境中平均发射电流密度大于10A/cm²，功函 数为2.40eV，空心阴极放电电压为22-30V，可以满足用户使用需求。

通过粉末衍射仪（XRD）测试实施例1所制备的LaB₆多晶体的晶型，其测试结果请见图 3；通过扫描隧道显微镜（SEM）观察实施例4所制备的LaB₆多晶体的断面形貌，其结果请 见图4。

从图3中可以看出，制得的LaB₆多晶体为单一的LaB₆相。从图4中可以看出，制得的 LaB₆材料的晶粒均匀，断裂方式为穿晶断裂，这些特性有助于增加样品的抗弯强度。

从以上实施例可以看出，本发明上述的实例实现了如下技术效果：

1.本发明提供的LaB₆多晶体制备方法比传统热压工艺以及SPS等离子烧结工艺所需压制 压力（30-50MPa）低，这样有利于降低设备要求，增加石墨模具使用次数，控制LaB₆多晶体 产品生产成本。

2.本发明提供的LaB₆多晶体制备方法可制备出20-80mm直径的高致密度LaB₆多晶体， 尺寸大于其它工艺成品，可加工成多种尺寸的LaB₆多晶体，有利于扩宽应用范围，提高材料 使用率。

3.本发明提供的LaB₆多晶体制备方法具有压制压力小、制备工艺流程简单、生产成本低、 产品致密度高及尺寸大的特性，适合于工业生产，有利于促进LaB₆多晶体的应用。

以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说， 本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、 改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。