CN109231973B - 复相陶瓷绝缘件及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种复相陶瓷绝缘件及其制备方法。其中，制备所述复相陶瓷绝缘件的原料包括α相氧化铝、氧化钇和六方氮化硼包覆钼复合粉末，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼的重量之和的7.5％～22.5％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的3％～8％。该复相陶瓷绝缘件以α‑AL2O3为基体材料，添加适量的h‑BN包覆Mo复合粉末和Y2O3，经烧结而成陶瓷绝缘件；通过具有良好导热性的Mo来提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能，从而使其具有较好的抗热冲击性能和较高的机械强度。

Description

复相陶瓷绝缘件及其制备方法
技术领域
本发明涉及电力电缆行业，特别是涉及一种复相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。
发明内容
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复相陶瓷绝缘件。
一种复相陶瓷绝缘件，制备所述复相陶瓷绝缘件的原料包括α相氧化铝、氧化钇他六方氮化硼包覆钼复合粉末，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的7.5％～22.5％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的3％～8％。
本发明上述复相陶瓷绝缘件，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基体中添加适量的六方氮化硼(h-BN)包覆钼(Mo)复合粉末强度和烧结助剂氧化钇(Y2O3)，经烧结形成陶瓷绝缘件；其中，金属钼具有良好的热导率可以提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能，而采用六方氮化硼包覆金属钼可以避免金属对陶瓷绝缘件的绝缘性能影响，因此在的α相基体材料中添加适量的六方氮化硼包覆钼复合粉末，可以很好的提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能又不会影响其绝缘性能，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***的可靠稳定运行提供强有力的保障。
可以理解，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的7.5％～22.5％，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77.5％～92.5％。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末重量之和的10％～18％。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末中的六方氮化硼与钼的重量比为(1.8～2):1。如此，可以很好的实现六方氮化硼包覆钼使金属钼丧失导电性能，从而不会降低陶瓷绝缘件的绝缘性能；而且六方氮化硼的模量较低且具有各向异性膨胀系数，与基体材料α-Al2O3的模量和膨胀***差异较大，在烧结过程中可以形成微裂纹，进一步提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末纳米级别。
较优地，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的粒径为50nm～200nm。
进一步地，在所述六方氮化硼包覆钼复合粉末中，包覆在钼粉表面的六方氮化硼的粒径为20nm～30nm。
采用纳米级的h-BN包覆Mo复合粉末引入陶瓷基体中，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，所述复相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复相陶瓷绝缘件的制备方法。
一种复相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、氧化钇和六方氮化硼包覆钼复合粉末，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的7.5％～22.5％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的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氢气氛围、1650℃～1800℃温度条件下烧结5～12小时，得到所述复相陶瓷绝缘件。
由于金属Mo具有较高的热导率可以提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能，而采用h-BN包覆Mo可以避免金属Mo对陶瓷绝缘件的绝缘性的影响，且h-BN与α-AL2O3的膨胀系数差异大，因此α-AL2O3基体材料中添加适量的六方氮化硼包覆钼复合粉末，陶瓷绝缘件在烧结及后续冷却过程中还会产生适量的微裂纹效应，进一步提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性能；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，所以，本发明上述方法以α-AL2O3为基体材料，添加适量的h-BN包覆Mo复合粉末和Y2O3，结合压制和烧结工艺，在保证不降低陶瓷绝缘件的绝缘性能的前提下，可以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***的可靠稳定运行提供强有力的保障。
在其中一个实施例中，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末重量之和的10％～18％。
在其中一个实施例中，所述复相陶瓷绝缘件的制备方法还包括制备所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的步骤：
将钼粉与硼酸和尿素混合，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；
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均匀包覆在金属钼颗粒表面，形成紧密的包裹层。如此，在金属钼粉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，同时使金属钼粉在一定范围内丧失导电性能。
进一步地，所述尿素、所述硼酸和所述钼粉的摩尔比为(30～40):(18～20):1。如此，在六方氮化硼包覆钼复合粉末过程中，通过控制各原料的添加量，使所得的纳米h-BN包覆钼复合粉末中h-BN与Mo的重量比为(1.8～2.2):1。
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。如此通过两次次煅烧反应生成六方氮化硼并紧密包覆在金属钼粉表面，得到纳米六方氮化硼包覆钼复合粉末。
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230MPa～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，所述复相陶瓷绝缘件的制备方法还包括α相氧化铝的获取步骤：
将氧化铝粉在空气氛围下于1500℃～1650℃煅烧10～15小时，即可。
具体地，将粒径为1μm～5μm的高纯度工业氧化铝粉(含量在99.5％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***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。
因此，本申请在α-Al2O3中引入热导率高的金属钼来提高陶瓷绝缘件的抗热冲击性。由于金属是导体，会降低陶瓷绝缘件的绝缘性能，从而使其不能满足绝缘性能的要求，所以本申请采用六方氮化硼包覆金属钼粉，使得引入的金属钼在一定尺寸的微观范围内直接丧失导电性能，而且六方氮化硼也具有热传导性好、抗热震性能较好的特性，并通过各原料组分的用量搭配以及后续压制烧结工艺等条件，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99.5％)，粒径为1μm～5μm，空气氛围下1600℃煅烧12h，使其充分转变为α-Al2O3，然后将所得α-Al2O3粉充分研磨。
2)将粒径为20nm～130nm的金属Mo粉充分研磨后，按照Mo粉与(NH2)2CO、H3BO3的摩尔比为1:38:19，将研磨后的Mo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Mo复合粉末。对所得的纳米h-BN包覆Mo复合粉末进行检测，h-BN的重量占复合粉末的重量的67.2％，h-BN的粒径为20nm～50nm。
4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占85wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占15％。
5)按照Y2O3的添加量为纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉总重量的5％，将上述步骤4)得到的混合粉末与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30min；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。
6)将干燥的陶瓷粉体在230MPa～250MPa条件下经冷等静压成形，得到电缆终端瓷套坯体。
7)在1750℃的流动氢气氛围中烧结12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4.01g/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390MPa；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750℃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4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占89.5wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占10.5％。
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3.98g/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395MPa；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723℃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4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占83.5wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占16.5％。
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4.02g/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380MPa；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762℃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4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占90wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占7.5％。
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3.95g/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385MPa；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705℃时，抗弯强度损失率为5％。
实施例5
实施例5与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占77.5wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占22.5％。
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4.00g/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350MPa；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770℃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4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占95wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占5wt％。
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4.02g/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424MPa；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280℃时，抗弯强度损失率为5％。
对比例2
对比例2与实施例1基本相同，不同之处在于：步骤4)将纳米h-BN包覆Mo复合粉末和α-Al2O3粉混合，得到混合粉末，其中，α-Al2O3粉占85wt％，纳米h-BN包覆Mo复合粉末占25wt％。
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3.96g/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450MPa；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270℃时，抗弯强度损失率为5％。
本发明实施例1～5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包覆Mo复合粉末在原料中的质量百分比的实施例1～5和对比例1～2可知，使纳米h-BN包覆Mo复合粉末在原料中的质量百分比在7.5％～22.5％范围内变化，所得电缆终端瓷套的机械强度和抗热冲击性能均较好，而在纳米h-BN包覆Mo复合粉末质量分数为10.5％～16.5％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。

Claims (10)

1.一种复相陶瓷绝缘件，其特征在于，制备所述复相陶瓷绝缘件的原料为：α相氧化铝、氧化钇和六方氮化硼包覆钼复合粉末，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的10.5％～15％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的5％；
所述六方氮化硼包覆钼复合粉末中的六方氮化硼与钼的重量占比为(1.8～2.2):1。
2.根据权利要求1所述的复相陶瓷绝缘件，其特征在于，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末重量之和的15％。
3.根据权利要求1所述的复相陶瓷绝缘件，其特征在于，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末重量之和的10.5％。
4.根据权利要求1所述的复相陶瓷绝缘件，其特征在于，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的粒径为50nm～200nm。
5.一种复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
提供陶瓷粉体，所述陶瓷粉体由α相氧化铝、六方氮化硼包覆钼复合粉末和氧化钇组成，所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量占所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的10.5％～15％，所述氧化钇的重量为所述α相氧化铝和所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的重量之和的5％；
所述六方氮化硼包覆钼复合粉末中的六方氮化硼与钼的重量占比为(1.8～2.2):1；
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氢气氛围、1650℃～1800℃温度条件下烧结5～12小时，得到所述复相陶瓷绝缘件。
6.根据权利要求5所述的复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，还包括制备所述六方氮化硼包覆钼复合粉末的步骤：
将钼粉与硼酸和尿素混合，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；所述尿素、所述硼酸和所述钼粉的摩尔比为(30～40):(18～20):1；
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。
7.根据权利要求5所述的复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，所述制备方法还包括所述α相氧化铝的制备步骤：
将氧化铝粉在空气氛围下，于1500℃～1650℃煅烧10～15小时，得到所述α相氧化铝。
8.根据权利要求5所述的复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，所述制备方法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。
9.根据权利要求8所述的复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，所述过筛的步骤控制所述陶瓷粉体的粒径小于360目。
10.根据权利要求5～9任一所述的复相陶瓷绝缘件的制备方法，其特征在于，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230MPa～250MPa条件下经冷等静压成形，得到所述陶瓷绝缘件坯体。
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