氧化铝陶瓷范文（精选8篇）
氧化铝陶瓷 第1篇
氧化铝多孔陶瓷具有耐高温、抗腐蚀、电绝缘性优良、介电损耗小、高孔隙率等优点, 使其在过滤、净化分离、催化剂载体、吸声材料等方面具有广泛的应用前景[1,2,3,4]。氧化铝多孔陶瓷制备方法主要有添加造孔剂法、颗粒堆积法、发泡法、溶胶凝胶法、有机泡沫浸渍法等[2,3,4,5,6], 上述制备工艺都需采用烧结工艺, 由于氧化铝为离子键化合物, 扩散系数低, 熔点高, 使得氧化铝陶瓷需在较高温度下烧结才能实现烧结。目前, 国内外许多学者[7,8,9,10,11]对氧化铝陶瓷的低温烧结工艺进行了大量研究, 主要通过添加烧结助剂法如Mg O、Si O2、Ca O、Ti O2等来降低烧结温度, 但其烧结温度仍高于1300℃。
在矾土质耐火材料行业中, 常利用磷酸或磷酸盐作为结合剂生产低温烧成型耐火砖, 其主要原理为磷酸或磷酸盐与矾土中的氧化铝反应, 形成热硬性结合的鳞石英和方石英型的磷酸铝 (Al PO4) , 该方法制备的矾土质耐火材料制品具有强度高、耐磨损、耐高温、耐热震等优异特性[12]。考虑到氧化铝陶瓷的主要成分为氧化铝, 本文利用电熔氧化铝为原料、磷酸二氢铝为结合剂, 低温制备了氧化铝多孔陶瓷, 研究了低温制备氧化铝多孔陶瓷的微观形貌、抗折强度、晶型结构、孔隙率与线变化率的变化规律。
1 实验
1.1 氧化铝多孔陶瓷的制备
将325 目的电熔氧化铝粉末与磷酸二氢铝溶液 (磷酸二氢铝含量80%) 按一定比例混合均匀, 混合粉料中磷酸二氢铝溶液含量分别为3%、5% 和8% (质量分数) 。混合粉料置于密封容器中困料24 h后, 称取一定量的混合粉料在方形模具中经300 MPa压制成条状素坯;将模压素坯置于SX2—12—16 型箱式炉内以一定的升温速率升温至目标温度 (500 ~ 800 ℃) 保温2 h, 自然冷却至室温, 得到氧化铝多孔陶瓷。
1.2 分析测试
利用荷兰PANalytical X’pert型X衍射仪对烧成多孔陶瓷产物进行物相测定, 2θ 角10 ~ 90°, Cu靶。利用日本JSM-6490LV型扫描电镜 (SEM) 观察烧成产物的微观形貌, 样品表面喷碳处理。利用英国INCA-350 型X射线能谱仪 (EDS) 对多孔陶瓷表面微区的元素进行定性分析。利用美国CMT-5305 型万能材料试验机测试氧化铝多孔陶瓷的三点抗折强度, 测试5 个试样, 取平均值。根据GB/T1966-1996 测定烧成多孔陶瓷的气孔率。根据YB/T5203-1993, 测试烧成前后多孔陶瓷的线变化率。
2 结果与讨论
2.1 磷酸二氢铝溶液加入量对成型性能的影响
磷酸二氢铝溶液加入量对混合粉料成形性与脱模性的影响如表1 所示。当磷酸二氢铝溶液加入量为3% 时, 混合粉料模压脱模时易碎裂成块状, 混合粉料成型性较差;当磷酸二氢铝溶液加入量为5% 时, 混合粉料经模压脱模后可得到预制条状素坯, 成型性与脱模性都较好;当磷酸二氢铝溶液加入量为8% 时, 混合粉料由于具有较高的液相含量, 经模压后, 脱模时易断裂且容易黏附在模具上, 成型性与脱模性都较差。表1 表明较高或较低的磷酸二氢铝加溶液入量都会影响成型性与脱模性, 适宜的磷酸二氢铝溶液加入量为5%。
2.2 低温烧成氧化铝多孔陶瓷的微观形貌
磷酸二氢铝溶液加入量为5% 的混合粉料经模压后得到的素坯在500 ~ 800 ℃低温烧成后, 所得的氧化铝多孔陶瓷的微观形貌如图1 所示。从图中可知, 500 ℃、600 ℃、700 ℃和800 ℃的烧成温度下, 所得氧化铝多孔陶瓷的微观形貌无明显区别, 都为氧化铝粉末颗粒的直接堆积, 颗粒边界清晰菱角锐利, 说明烧成过程中并未出现液相烧结, 四种烧成温度下所得产物均具有一定的孔隙。氧化铝颗粒边界清晰菱角锐利, 说明利用磷酸二氢铝作为低温烧成粘结剂制备的氧化铝多孔陶瓷保持了氧化铝颗粒的原始形貌, 该多孔陶瓷自锐性较好, 在磨削工具方面具有应用前景。
2.3 低温烧成氧化铝多孔陶瓷的力学性能
磷酸二氢铝溶液加入量为5% 的混合粉料经模压后得到的素坯在500 ~ 800 ℃低温烧成后, 所得的氧化铝多孔陶瓷的三点抗折强度如图2 所示。从图中可知, 500 ℃之前, 氧化铝多孔陶瓷的抗折强度较低, 约为17.9±5.6 MPa ;烧成温度达600 ℃时, 抗折强度上升至40.7±5.4 MPa ;随温度进一步上升, 氧化铝多孔陶瓷抗折强度上升幅度不大, 在700 ℃和800 ℃时, 抗折强度分别为41.5±6.6 MPa和42.1±6.4 MPa。 出现500 ℃抗折强度较低, 而温度超过600 ℃后抗折强度急剧上升并趋于稳定的现象, 主要是磷酸二氢铝与氧化铝反应形成热硬性结合的Al PO4相需经500 ℃以上的热处理才能在大气中长期保持稳定。烧成温度为600℃以上时, 反应形成的Al PO4结合相能够保持稳定, 使得氧化铝多孔陶瓷具有较高的抗折强度。抗折强度分析表明, 在磷酸二氢铝加入量为5% 时, 氧化铝多孔陶瓷的适宜烧成温度为600℃, 过高的烧成温度并不会使抗折强度大幅提高。
2.4 低温烧成氧化铝多孔陶瓷的晶型结构与能谱分析
不同烧成温度所得氧化铝多孔陶瓷的X衍射图谱如图3 所示。从图中可知, 电熔氧化铝为 α-Al2O3。混合粉料经500 ~ 800℃烧成后, 晶型结构无明显变化, 仍为 α-Al2O3晶型, 未出现明显的Al PO4相。X衍射未出现Al PO4相, 可能是由于磷酸二氢铝溶液加入量为5%, 导致反应形成的Al PO4较少, X衍射较难分辨, 从而未出现明显的Al PO4相衍射峰。
在烧成温度为600 ℃时, 氧化铝多孔陶瓷的SEMEDS结果如图4 所示。从EDS结果可知, 多孔陶瓷主要由Al、O、C和P元素构成, 由于至制备过程中无C源引入, 可认为EDS结果中的C是由SEM制样喷碳所引入, 忽略C后, 多孔陶瓷主要由Al、O和P元素构成, Al和O含量较高, 而P含量较低。根据制样过程中磷酸二氢铝加入量为5% 可知, 此时较低的P含量主要来源于磷酸二氢铝与氧化铝热解所得的Al PO4相。
(a) fused alumina; (b) 500℃; (c) 600℃; (d) 800℃
2.5 低温烧成氧化铝多孔陶瓷的孔隙率与线变化率
氧化铝多孔陶瓷的孔隙率与线变化率如表2 所示。从表中可知, 四种温度下, 氧化铝多孔陶瓷孔隙率变化不大, 在23.3 ~ 23.9% 之间, 在实验误差范围内, 可认为在500 ~ 800℃范围内, 烧成温度对氧化铝多孔陶的孔隙率无影响。结合SEM分析可知, 500 ~ 800℃的烧成温度, 未出现液相烧结, 氧化铝粉末保持了原始形貌, 颗粒间仅靠磷酸二氢铝与氧化铝反应形成的Al PO4结合起来, 由于磷酸二氢铝加入量为固定值, 而烧成温度对氧化铝颗粒与多孔陶瓷的微观形貌无影响, 进而导致了500 ~ 800℃之间多孔陶瓷的孔隙率无明显变化。
低温烧成氧化铝多孔陶瓷的线变化率在500 ~ 800℃范围内, 其值均小于 ±0.1%, 在实验误差范围内基本可以忽略。结合SEM、XRD及EDS分析可知, 低温烧成不是液相烧结, 氧化铝颗粒间仅靠Al PO4结合起来, 保持了氧化铝颗粒的原始形貌, 故其线变化率较小。文献[13]利用塑性剂和造孔剂制备氧化铝多孔陶瓷时, 在800 ℃时, 其线变化率均在-2% 以上, 且抗折强度也低于4.2 MPa, 而本文在600 ℃抗折强度可达40.7±5.4 MPa, 且多孔陶瓷未出现明显的膨胀或收缩, 说明利用磷酸二氢铝作为结合剂低温制备氧化铝多孔陶瓷具有实际应用意义。
3 结论
氧化锌压敏陶瓷个人总结 第2篇
个人项目总结
学
院
材料与化学工程学院
专业无机非金属材料与工程 班级13级无机非2班
指导教师 徐海燕 提交日期 2016、1、2
在大三刚开学的时候，李燕老师对我们说我们大三的学生要做一个CDIO项目，刚听到这个消息的时候，我的心里就在想“完了，自己的实践能力不好，以前从来没有做过这种项目，怎么办呢”，当时不知道怎么办，就按照老师的说法去找指导老师，我和室友一起找的老师是徐海燕老师，刚开始去见老师的时候，什么都没有准备，被老师教育了一顿，后来我们在去见老师的时候，都是先准备好每个人要说的东西，然后这样就不会害怕了，就这样在老师的指导下，我们一点一点把实验给做完，得到了我们想要的东西，在这次试验中，我学到了“学中做，做中学”实验原则和团队合作的实验精神，刚开始做实验的时候，我们一窍不懂，对要做什么，怎么去做一点都不了解，从最开始的实验任务布置下来，到去图书馆 网上查找文献资料，再到实验方案的设计，以及后来的实验具体操作过程，我从中间的过程学到了很多知识，从对实验的一无所知，到后来知识的一点一点总结，我感觉到从书本上学到的知识得到了充分的运用。
我们一大组有十个人，后来因为实验的需要，我们学要不同条件下的实验结果，所以我们这一大组分成了三个小组，我们这组有四个人，在我们这四个人之中，每个人都有自己的任务，在每一次老师布置任务下来之后，我们都会分工好每个人需要做的东西，这样每个人都有事情可做，避免了有人偷懒的情况。
经过了差不多一个学期的实验，CDIO就快要结束了，结题汇报很快就要进行了，在整个CDIO项目期间，我感觉最重要的不是实验结果，而是实验过程让我们学到了些什么，需要掌握的知识，实验态度，要培养我们的是，对实验要很认真，不能抱着打酱油的态度，让自己的同伴来做整个实验，而自己却在其他地方做一些其他事情，整个项目的参与过程让我体验到了实验的艰辛，也让我懂得了项目学分获得的不易，真心希望以后可以有更多这样的实验项目可以让我们来做，对我们以后的操作能力，以及以后步入社会后，参与到其他重大型的实验项目都有很大的帮助。一．实验前的准备
无论在做什么之前，都要有一定的准备，这样才不至于等到以后发现问题重头再来，做实验更是如此。在实验前期的资料准备很重要。在网上的文献检索与查阅，图书馆查阅资料，并准备出实验的方案。在做一个实验之前就要写好实验方案，每一步要做什么，每一天去做什么，我们要制备的东西是什么，结构组成，怎样去制备，需要哪些原料，实验过程中怎样去制备，需要用到哪些仪器，以及样品制备好以后的检测问题，参考类似的实验，得到适用于我们自己实施可行的方案。我们的小组每个人都有自己的分工，我负责的是ZnO压敏陶瓷的原理特性及表征参数：
ZnO压敏电阻器是一类电阻值与外加电压成显著的非线性关系的半导体陶 瓷，其U-I特性服从关系式: I=(U/C)α
ZnO压敏电阻器常用的性能参数有压敏电压漏电流、非线性系数、通流值、能量耐量、限制电压比等，其中压敏电压、漏电流、非线性系数表示了压敏电阻器的小电流特性，通流值、能量耐量、限制电压比则表示的是大电流特性。此外，表征压敏元件性能参数还有电压温度系数，固有电容等。
1.非线性系数α 压敏电阻器的非线性系数α，亦称电压指数，是指在给定的电压下，压敏电阻器U-I特性曲线上某点的静态电阻Rj与动态电阻Rd之比值，即：
或
式中，U ：施加于压敏电阻器上的电压； I ：流过压敏电阻器的电流； C ：材料系数。
材料系数C的量纲为欧姆，其数值等于流过压敏电阻器的电流为1A时的电压值。若己知压敏电阻器的C值，由式(3)、式(4)和式(5)就可以求出压敏电阻器任意电压下的电流值。而对于实际的压敏电阻器，在整个U-I关系范围，α并不是一个常数。在预击穿区和回升区，α值都很小；在击穿区，α值很大，可以达到50以上。本文中提到的非线性系数α，是在I=1mA的条件下的α值。
2.压敏电压U1mA 压敏电阻的线性向非线性转变的电压转变时，位于非线性的起点电压正好在I-V曲线的的拐点上，该电压确定为元件的启动电压，也称为压敏电压，是由阻性电流测试而得的。由于I-V曲线的转变点清晰度不明显，多数情况下是在通1mA电流时测量的，用U1mA来表示。对于一定尺寸规格的ZnO压敏电阻片，可通过调节配方和元件的几何尺寸来改变其压敏电压。亦有使用10mA电流测定的电压作为压敏电压者，以及使用标称电流测试者，标称电压定义为0.5mA/cm2，电流密度测定的电场强度E0.5表示，对于大多数压敏电阻器而言，这个值更接近非线性的起始点。3.漏电流IL压敏电阻器进入击穿区之前在正常工作电压下所流过的电流，称为漏电流IL。漏电流主要由三部分贡献：元件的容性电流，元件的表面态电流和元件晶界电流。一般对漏电流的测量是将0.83倍U1mA的电压加于压敏电阻器两端，此时流过元件的电流即为漏电流。根据压敏电阻器在预击穿区的导电机理，漏电流的大小明显地受到环境温度的影响。当环境温度较高时，漏电流较大；反之，漏电流较小。可以通过配方的调整及制造工艺的改善来减小压敏电阻器的漏电流。研究低压元件的漏电流来源是很重要的，为了促进ZnO晶粒的长大，低压元件中通常会添加大量的TiO2，过量掺杂造成压敏元件漏电流增大[6]～[9]，在元件性能测试时容易引入假象，例如压敏电压和启动电压偏离较大。测试元件的非线性时，我们希望漏电流以通过晶界的电流为主。但低压元件普遍存在吸潮现象，初烧成的低压元件漏电流可以保持在4～20μA内，放置8～24h后，元件的漏电流可以增大到200μA。这样的元件的晶界非线性并没有被破坏，但却表现出非线性低，压敏电压也稍有降低的表象。3.通流值
通流能力是衡量压敏电阻工作区的好坏的指标。按技术标准，通流值为压敏电阻器允许通过的最大电流值。采用二次冲击测试，以8/20μs波形脉冲电流作二次最大电流冲击，需保证压敏电压变化率小于10%。压敏电阻器的通流能力与材料的化学成分、制造工艺及其几何尺寸等因素有关，应合理设计材料的配方和工艺制度，以获得性能优良的压敏电阻器。通流能力的提高，对于提高ZnO压敏电阻器的性能非常重要，它显示出了ZnO压敏电阻器能够承受多大电流冲击和大电流冲击后性能的稳定性。因此，提高ZnO压敏电阻器的通流能力是很有意义的。
4.限制电压比
限制电压比是指在通流能力实验中通过特定电流时加在压敏电阻器两端的电压Up与压敏电压U1mA的比值。它体现了压敏电阻器在大电流通过时的非线性特性，限制电压比越小，越能起到保护电路的作用。通流值和限制电压比一同反映了压敏电阻工作特性的好坏，即是压敏电阻通流值越大越能吸收浪涌电流，限制电压比越小，分流作用就越明显，保护特性就越好。
这是我在准备ZnO压敏陶瓷的原理特性和表征参数涉及到的知识点时用到的书籍。
二．运用相关理论知识设计出实验方案
ZnO是六方晶系纤锌矿结构，晶胞结构如图，其化学键处于离子键与共价键的中间键型状态，氧离子以六方密堆，锌离子占据一半的四面体空隙，锌和氧都是四面体配位。ZnO是相对开放的晶体结构，开放的结构对缺陷的性质及扩散机制有影响，所有的八面体间隙和一半的四面体间隙是空的，正负离子的配位数均为4，所以容易引入外部杂质，ZnO熔点为2248，密度为5.6g/cm3，纯净的ZnO晶体，其能带由02-的满的2p电子能级和Zn2+的空的4s能级组成，禁带宽度为3.2～3.4eV，因此，室温下，满足化学计量比的纯净ZnO应是绝缘体，而ZnO中最常见的缺陷是金属填隙原子，所以它是金属过剩(Zn1+xO)非化学计量比n型半导体，其能带结构如图。Eda等认为，在本征缺陷中，填隙锌原子扩散最快，对压敏电阻稳定性有很大影响。
ZnO压敏电阻的缺陷除ZnO的本征缺陷外，杂质元素的添加是影响其压敏性能的极其重要的因素。国内外研究人员进行了大量研究工作，取得了大量的成果。晶体中杂质的进入或缺陷的存在，将破坏部分正常晶格的平移对称性，产生以杂质离子或缺陷为中心的局域振动模式，从而形成新的能级，这些新的能级一般位于禁带之内，具有积累非平衡载流子(电子或空穴)的作用，这就是所谓的陷阱效应[10][11]，一般把具有显著陷阱效应的杂质或缺陷能级称为陷阱，相应的杂质或缺陷成为陷阱中心。电子陷阱是指一类具有相变特征的受主粒子(Mn、Cu、Bi、Fe、Co等)对电子形成的一种束缚或禁锢状态。从晶体能带理论来解释,它是指由于各种原因使得晶粒中的导带弯曲或不连续，从而在导带中形成的势阱[12]；从晶体结构来看，电子陷阱是指某些晶格点或晶体具有结构缺陷，这种缺陷通常带有一定量的正电荷，因而能够束缚自由电子[13]，正如一般电子为原子所束缚的情况，电子陷阱束缚的电子也具有确定的能级。
到目前为止，人们对低压化及掺杂改性方面己经作了很多研究工作，得到了许多有价值的结果，如Co、Mn、Sb等可改善非线性指数，Bi、Pr、Ba、Sr、Pb、U等可使ZnO晶粒绝缘和提供所需元素(O2、Co、Mn、Zn等)到晶界，Co、玻璃料、Ag、B、Ni、Cr等的添加可改善稳定性，而A1、Ga、F、Cr等可改善大电流非线性指数(形成ZnO晶粒中的施主)，Sb及Si可抑制晶粒生长，Be、Ti、Sn则可促进晶粒生长。根据前期文献调研确定了影响低压 ZnO 压敏陶瓷电性的6个主要掺杂元素：Bi、Ti、Co、Mn、Sn、Sb。我们于是决定探究掺杂Ti对 ZnO 压敏陶瓷的影响，对此我们设置了四组平行试验。
三．实验的进行，操作过程
从开始实验到实验结束差不多进行了2个月的时间。通过前期的计算，需要的原料质量。计算出来之后实根据质量和配比称量。接下来进行球磨，球磨用到的是行星式球磨机，在接下来进行的是烘干，造粒，压片，排胶，烧结，披银，焊电极，检测。其中我认为比较重要的步骤是烧结，烧结过程需要营造一个烧结环境，确保烧结后的胚体严密结实。
在烧结之前需要添加粘合剂促进原料的造粒，添加了粘结剂之后可以使样品紧合致密，压出来的粒状样品才不会膨松。这样就为后面能烧结出致密的陶瓷坯体奠定了坚实的基础。
烧结过程是坯体成为坚硬致密体的过程。烧结温度如果设定不好，就会使陶瓷出现多孔多晶多相，这不仅影响陶瓷的致密度，还会影响它的物相分析。所以在烧结时要尽量赶走气孔、使坯体表面光洁度很高。
在实验室做实验的时候要遵循实验室守则，科学使用实验仪器，避免仪器的损坏，在刚开始压片的时候，我们就因为对仪器的不了解，造成了压片机的损坏，下面是我们进行压片时拍的图片。
披银时拍的图片
焊接电极时拍的图片
测量表征参数时拍的图片
四、处理实验数据处理分析
1.前期的计算
百分摩尔比 Ti1 TiO2 0.003 Bi2O3 0.005 Co2O3 0.005 Cr2O3 0.005 MnCO3 0.005 Sb2O3 0.01 ZnO 0.967
物质的量
La2O3 0.0018 Bi2O3 0.003 Co2O3 0.003 Cr2O3 0.003 MnCO3 0.003 Sb2O3 0.006 ZnO 0.5802
质量
TiO2 0.1438164
Ti2
0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.01 0.965
0.003 0.003 0.003 0.003 0.003 0.006 0.579
0.239694
Ti3 0.01 0.005 0.005 0.005 0.005 0.01 0.96
0.006 0.003 0.003 0.003 0.003 0.006 0.576
0.479388
Ti4 0 0.005 0.005 0.005 0.005 0.01 0.97
0 0.003 0.003 0.003 0.003 0.006 0.582
0
总物质的量
0.6
总质量 0.8628984 Bi2O3 Co2O3 Cr2O3 MnCO3 Sb2O3 ZnO 1.39788 0.49758 0.456 0.34485 1.94112 47.234082 1.39788 0.49758 0.456 0.34485 1.94112 47.13639 1.39788 0.49758 0.456 0.34485 1.94112 46.89216 1.39788 5.59152 0.49758 1.99032 0.456 1.824 0.34485 1.3794 1.94112 7.76448 47.38062 188.643252
2.电性能测试数据收集
五、团队交流，分享经验
在试验进行期间，我们小组之间经常进行交流，分享经验，接下来要做什么，以及每一个人需要去做什么，我们定期的去见老师，去向老师汇报我们实验的进展情况，通过和老师交流，我们了解到实验过程中的不足，可以很好的改正。
六．总结
氧化铝木陶瓷的制备与性能研究 第3篇
关键词：木陶瓷,硅溶胶,纳米氧化铝,莫来石晶须结构
0引言
随着社会的进步,人们越来越关注地球资源、环境和生态平衡等问题,为了实现有限资源的高效、可持续利用,从环保和资源可持续利用出发,开发出制造使用过程中,资源浪费少、环境污染小的新型材料越来越受到关注。因此,日本东京大学山本良一教授等人[1]在90年代初期提出了一个新的研究领域,即“环境材料”,所谓环境材料是指那些与生态环境协调相容,或可被环境降解,或对环境有一定净化和修复功能的材料。
木陶瓷(Woodceramics,WCS)即是一种以木质材料为主要原料,通过反应烧结工艺,获得具有生物结构以及优良性能的环境材料,是新型陶瓷材料研究的一个热点领域[2]。木质材料具有多层次、纤维状胞管结构和各向异性等结构特征,这给予了木材较好的刚性、强度和韧性,同时这种高气孔率结构也为材料的结构与功能设计提供了新思路。以可再生资源木质材料为原料,通过物理、化学方法实现其陶瓷化转变,不仅可制备出C C多孔复合陶瓷、Si C基多孔陶瓷[3],还可以制备出氧化物多孔陶瓷[4]。
木陶瓷最初是由日本的冈部敏弘博士等人[5]采用木质废弃物( 如废纸、木屑等) 开发出来的,日本研究者称之为木质陶瓷,同时,美国学者[6]也进行了相关研究, 并称之为生态陶瓷(Eco-ceramics)。它借鉴传统生物炭(利用木材、废木屑、甘蔗渣、秸秆等生物质,在缺氧的情况下, 经缓慢高温热解产生的一类难熔的、稳定的、高度芳香化的、富含碳素的固态物质)的制造方法[7],但又有所不同,木陶瓷在制备过程中通过加入前驱体物质,如树脂、 金属等进行反应烧结,最终得到的是一种兼具生物炭与陶瓷特性的复合材料。起初,木陶瓷的研究仅限于利用木质材料与热固性树脂烧结得到的CC多孔复合陶瓷, 但随着研究的深入,Si C基多孔陶瓷、氧化物多孔陶瓷等也纷纷出现。
木陶瓷充分利用了自然界广泛存在的生物质材料, 制造成本低廉,充分实现了废弃物的最大化利用,节约了资源,另一方面可对碳素进行有效固定,避免了生物质毫无意义地燃烧释放CO2,是一个很好的大气中碳的增汇减排模式,对应对全球气候变暖提出了革命性建议。 作为一种理想的环境材料,木陶瓷材料本身具有良好的电学性能与消声性能,它既是环保材料、结构材料,又是功能材料。这种材料从制造技术到产品都具有广阔的发展空间和应用前景。
本文首次采用木粉、硅溶胶、纳米氧化铝为原料, 通过复合、热压、烧结等工艺过程制备出具有莫来石晶须结构的氧化铝木陶瓷。所用硅溶胶是一种乳白色半透明低粘度胶体溶液,胶粒尺寸一般在5 ~ 100 nm范围内, 即处于纳米尺度,可很好的浸入到木材孔隙中,在木陶瓷的制备过程中,浸入到木材孔道内的硅溶胶经过烧结, 不仅自身可形成纳米微球,随着条件的改变,还会与木粉分解产生的炭反应生成Si C晶须[3]。
1实验
1.1实验原料和仪器
实验原料: 实验采用的木粉是来自于家居装潢中废弃的橡胶木木屑。实验时先将木屑在粉碎机上粉碎,过40目筛,含水率为15% 左右; 硅溶胶,改性GS-30型, Si O2含量为30%, 比重为1.2 g/m L,p H=9.4 ;纳米 γ- 氧化铝,粒径30 ~ 60 nm,含量≥ 99.99%(宣城晶瑞新材料有限公司);氮气(广东省江门市金风气体有限公司),≥ 99.99%。
实验仪器:XMTH数显温控电热恒温鼓风干燥箱(浙江余姚市远东数控仪器厂),JA-2003型电子天平(上海良平仪器仪表有限公司),YFK60*500/16Q-YC全纤维节能型管式电阻炉(上海意丰电炉有限公司),78-2双向磁力加热搅拌器(江苏金坛市环宇科学仪器厂),SB手板式制样机(湘潭仪器仪表厂),ND4-4L型球磨机(南京南大天尊电子有限公司生产),QE-200万能粉碎机(浙江屹立工贸有限公司)。
1.2木陶瓷的制备
按一定比例称取木粉、硅溶胶、氧化铝,将用蒸馏水稀释过的硅溶胶放在磁力搅拌器上搅拌,边搅拌边放入氧化铝粉末,充分搅拌均匀后,以同样的方式加入木粉, 三者充分混匀后,放入烘箱烘干,接着将烘干后的样品放入球磨机球磨一定时间,取出后用手扳式液压机以80MPa的压力保持5 min,压制成底面半径为18 mm,厚度为20 mm的圆柱形试样。制得的预烧样:木粉、硅溶胶、氧化铝比例分别为1 ∶ 2 ∶ 0.1、1 ∶ 2 ∶ 0.2、 1 ∶ 2 ∶ 0 . 6 、 1 ∶ 2 ∶ 0 . 8 、 1 ∶ 2 ∶ 1 . 0 、 1 ∶ 2 ∶ 1.2。
烧结:实验采用通入氮气的方法加以保护,氮气通入量为200 m L/min,高温烧结起始温度为室温,烧结制度为以5 ℃ /min的速度升至400 ℃,保持40 min,再以5 ℃ /min的速度升至600 ℃、700 ℃、800 ℃、900 ℃、 1000 ℃,保温2 h后,自然随炉冷却。
1.2表征方法
氧化铝木陶瓷的残留率通过材料烧结前后质量变化来计算:C=m2/m1×100%,其中,C为材料残炭率[8]; m1为材料烧结前质量,m2为材料烧结后质量。采用超高分辨率发射扫描电子显微镜分析产物的形貌(No Va TM Nano SEM 430, 美国FEI Company);用EDS( 型号:EBSD)分析样品元素组成;采用同步热分析仪(型号:STA409PC,厂商:德国耐池仪器制造有限公司)剖析样品对应的物化过程。通过用傅里叶红外光谱仪(型号:VERTEX70,厂商:布鲁克光谱仪器亚太有限公司) 分析样品的分子结构和化学组成。
2结果与分析
2.1木粉与硅溶胶的热重分析
图1(a)、(b)分别为橡木粉和室温干燥硬化后硅溶胶在氮气气氛中的热解行为。图(a)中100 ℃以前对应有吸热峰,同时伴有质量损失,这是由于木粉中的吸附水引起的,200 ℃以后木粉的主要成分半纤维素、纤维素、木质素开始热解,在240 ~ 400 ℃之间由于木粉中纤维素及其环中的C-O和C-C间断裂,碳氢结构开始形成,使其质量损失最为剧烈,400 ~ 600 ℃发生芳香化反应,碳氢化合物缩合形成芳香族化合物的多环结构, 碳网络收缩[9],同时伴随大量热解气体的挥发,质量损失较为平缓,800 ℃以后质量逐渐稳定,生成木炭,最终炭得率大概为5% 左右。硅溶胶在热解过程中,主要为水分的脱出,从图(b)中可看出,在150 ℃附近有一个吸热峰,到200 ℃时吸热基本消失,表明吸附水要加热到150 ~ 200 ℃才能消除。另外硅溶胶中胶核表面的氢氧键及水化层,其特性类似结构水,因此,图中,从250以后, TG图中缓慢下降主要是由于此类水的消除,在950 ℃处, TG图中质量基本沿原有趋势缓慢下降[10],但DSC图中出现一个明显的放热峰,这主要为随着水分的脱出,硅溶胶脱水后形成的Si O2由无定型态转变为结晶态的缘故。
2.2氧化铝木陶瓷的微观形貌
如图2(a)、(b) 为木粉∶ 硅溶胶∶ 氧化铝为1 ∶ 2 ∶ 0.4,烧结温度分别为800 ℃、1000 ℃时得到的木陶瓷微观形貌图,从图中,我们可以看到,除了木粉炭化后得到的炭外,图2(a)中在炭表面附着有大量纳米微球, 对其做能谱分析,如图3,可以看到这些物质元素组成主要为O、Al、Si,由此,我们判断这些微球主要为硅溶胶与氧化铝结合形成了第二相,随着温度的升高,图2(b)中,出现了链珠状的晶须,结合红外图分析,这主要是硅溶胶在氧化铝表面生成了硅铝尖晶石。图2(c)、(d)分别为木粉∶硅溶胶∶氧化铝为1 ∶ 2 ∶ 0.8、1 ∶ 2 ∶ 1.0, 烧结温度为1000 ℃时得到的木陶瓷,从图中可以看出, 链珠状的晶须大量出现,结合红外图分析,此时已有莫来石生成,这可以对木陶瓷起到增强补韧作用[11]。由上我们可以得出,随着烧结温度的升高、氧化铝含量的增多, 有助于晶须状莫来石相的生成。
2.3 FTIR分析
图4为不同烧结温度及不同氧化铝添加量时,木陶瓷的红外图(FTIR),其中A、B为木粉∶硅溶胶∶氧化铝质量比为1 ∶ 2 ∶ 0.4,烧结温度分别为800 ℃、1000℃时得到的木陶瓷红外图,图C为木粉∶硅溶胶∶氧化铝质量比为1 ∶ 2 ∶ 08,烧结温度为1000 ℃时木陶瓷红外图,从图中可以看出,不同烧结温度及不同氧化铝含量得到的木陶瓷的红外谱图大致相同,其中,1382 cm-1左右的吸收峰是甲基结构中C-H的吸收,1573 cm-1附近为C=C伸缩振动峰。所得的红外光谱图与含有无定型氧化硅和铝硅尖晶石结构试样的标准红外光谱图非常接近,1078 cm-1左右的吸收峰是由于Si-O-Si键的振动吸收,此处吸收带明显展宽,这是无定型氧化硅中的Si-O键和铝硅尖晶石中Si-O键振动的互相影响的结果[12],在980 ~ 400 cm-1的宽峰属于Si-O(673 cm-1)、Al-O(580cm-1、715 cm-1、994 cm-1)的伸缩振动峰,其中还可能含有Si-C(690 ~ 890 cm-1)的伸缩振动峰,与B曲线相比,C曲线在835 cm-1处出现微弱的莫来石结构吸收峰, 在1000 ~ 1200 cm-1间Si-O吸收带变窄,这是由于当莫来石结构形成后不同Si-O振动间的相互影响大大减弱,并且硅氧四面体与铝氧四面体的耦合数增多,Si-O吸收带向高波数方向移动[13]。
2.4残炭率变化规律
从图5(a) 中可以看出,随着烧结温度的升高,氧化铝木陶瓷的残炭率在600 ~ 800 ℃范围内呈直线下降趋势,800 ℃以后趋于平缓,这主要是由于随着温度的升高,木粉不断分解,释放出小分子物质的原因[14],到800℃以后,小分子物质挥发基本结束,样品的残炭率随着温度的升高基本不变。图5(b)为烧结温度1000 ℃,不同氧化铝含量下得到的木陶瓷残炭率曲线,随着氧化铝含量的增加,样品残炭率基本呈现直线上升趋势,主要是由于1000 ℃下,木粉中小分子物质的挥发已基本完成, 残炭率主要由氧化铝决定。
3结论
(1)橡木粉在200 ~ 400 ℃范围内发生剧烈分解, 最终残炭率较低,只有8% 左右;硅溶胶的热失重主要发生在200 ℃以内,以水的脱出为主,在930 ℃左右发生由无定型态向晶态的转变;
(2)该氧化铝木陶瓷主要由自由炭及硅溶胶和氧化铝形成的第二相组成,温度较低时,硅溶胶和氧化铝形成的第二相以微球状的硅铝尖晶石为主,随着烧结温度的升高,微球状的硅铝尖晶石逐步向晶须状的莫来石相过渡,当温度达到1000 ℃,木粉∶硅溶胶∶氧化铝质量比为1 ∶ 2 ∶ 08时,出现了晶须状莫来石;
氧化铝陶瓷基片的胶冻成型技术研究 第4篇
1 实验
1.1 稳定料浆的制备
参照凝胶注模成型得出的添加剂的最佳加入量进行添加:有机单体占陶瓷粉体的4%(质量分数,下同),分散剂占陶瓷粉体的0.45%(PMAA-Na),交联剂为有机单体的5%。对30g陶瓷基料(α-Al2O3)而言,具体的加入量为:有机单体1.2g,交联剂0.06g,分散剂PMAA-Na(10%)1.4mL,水5.5mL。用氨水和盐酸调pH值在8.5～9.2之间,可得到固相含量高达54%(体积分数)的分散性和稳定性好的浓悬浮体。
1.2 聚合注模成型过程
当料浆的分散性和悬浮稳定性都良好时,分别加入引发剂和催化剂,各自球磨一段时间,使其都均匀分散开;一段时间后卸磨,加入除泡剂,搅拌除泡后将料浆浇注到玻璃模具中,控制温度在60～70℃进行聚合成型;成型并干燥,待坯体有一定强度后脱模,将脱出的坯体浸泡在水中一段时间(因坯体厚度不同而变),待其具有一定的柔韧性后可进行任意加工。将坯体切成片状,然后干燥切片(表面干燥即可)。一段时间后利用胶冻性,在SiC板上沾水将切片磨成一定厚度的坯片,最后用粒度600的细砂纸磨,降低粗糙度,将坯片干燥。
1.3 坯片烧结过程
将加工好的坯片进行烧结,为保证基片小的翘曲度,烧制时坯片被辅助物压紧,坯片间用氧化铝粉隔开。
2 结果分析与讨论
2.1 坯片的显微结构分析
由图1可见,坯体结构均匀,不存在大的团聚体,颗粒与颗粒之间结合良好,堆积紧密,颗粒间没有大的气孔,有助于坯体强度的提高和烧结的致密化;颗粒尺寸多分布在1～3μm之间,间或有大颗粒。从图1还可以看出,颗粒与颗粒之间有有机物粘连,这是获得高强度坯体的根本原因。
2.2 烧成温度的确定
分别用3个样品在1550℃、1570℃、1600℃烧成,其气孔率、体积密度与烧成温度的关系见图2、图3。
由图2和图3可看出,随着烧成温度的升高,瓷体越来越致密。初步确定1600℃为烧成温度,并且1600℃烧成体的体积密度已达到要求。进一步对烧成样作吸蓝试验,1550℃和1570℃烧成体都有吸蓝现象,说明未烧结,有较多的开口气孔,而1600℃烧成体没有吸蓝现象,表明已烧结。因此,本实验确定1600℃为烧成温度。胶冻成型方法制得Al2O3基片性能测试的最佳结果见表1。
2.3 基片体积密度与固相含量的关系
料浆固相含量对瓷体密度的影响如图4所示。由图4可知,对于胶冻成型的瓷体,瓷体的密度并不是随固相含量的增大而增大。因为在球磨过程中料浆浓度越高,粘度越大,球磨时对粉料的粉碎作用越不明显,最后磨出的粉料比较粗;料浆浓度低时,粘度低,流动性好,研磨效果明显,磨得的颗粒细小。在烧结致密化过程中,烧结的驱动力与粉料的粒径有关,粉粒越细,驱动力越大,致密化程度越高。料浆浓度太低时,坯体中颗粒间的距离大,烧结过程中传质路径长,烧结不易致密化;料浆浓度太高时,由于坯体中颗粒的粒径较大,烧结驱动力小,且不太均匀,也不易致密化。只有在合适的固相含量范围内,烧结致密化才容易,瓷体的体积密度高。本实验在固相含量为54%时效果最好。
2.4 基片的均匀性研究
对同一坯体的不同部位进行体积密度的测定,先切成上下两层,每层分别切4刀,切成9块,共18块。在相同条件下干燥、烧成,测得体积密度分布如图5所示。
由图5可见,体积密度变化非常小,在1%以内,表明胶冻成型为均匀固化成型。
2.5 基片强度随固相含量的变化
由图6可知,基片的强度随固相含量的增加呈下降趋势。因为除了固相含量对坯体强度的影响外,当固相含量高时,料浆的浓度高,在球磨过程中粉碎不明显,颗粒粒径大,烧结驱动力小而不易致密化,造成强度降低;但是料浆浓度也不能过低,否则颗粒间距大,也不易致密化,强度小。
2.6 基片的显微结构分析
图7为用PMAA-Na的基片断口SEM图。由图7可见,基片结构均匀,晶粒形状多呈多面体,没有明显的晶粒异常长大现象,晶粒粒径均匀,没有大的气孔,晶粒间大面积的界面连续,显微结构赋予了基片优良的力学性能和电性能,使其满足使用要求。
3 结论
通过胶冻成型技术制得氧化铝陶瓷坯体,发现干燥后的坯体遇水浸泡20min以后,又具有了良好的柔韧性,可进行切削加工,简化了加工工艺,当它被干燥后又变硬,这种性质能重复多次;分析研究了基片的体积密度、体积电阻率、抗折强度、显微结构等,结果表明达到了氧化铝陶瓷基片的性能要求。
参考文献
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氧化铝陶瓷 第5篇
泡沫陶瓷是一种新型的多功能环保节能材料,可以采用添加造孔剂方法、有机前驱体浸渍方法、发泡法、溶胶—凝胶法等[1,2,3]多种工艺制备。其中,添加造孔剂法是通过在陶瓷配料中加入经过烧结可以分解或燃烧而产生均匀气孔的造孔剂来制备泡沫陶瓷,其中造孔剂的种类和掺量是该方法的关键技术。本实验以贝壳粉(主要成分为碳酸钙)为造孔剂,研究了贝壳粉掺量对泡沫陶瓷性能的影响。
1 实验研究
实验采用粉末烧结法制备氧化铝泡沫陶瓷,粉末原料经过成型后,在高温非液相(主晶相为固态)温度下长时间保温,通过原子扩散而粘结,形成具有特定结构及性能的制品。
1.1 混料
本实验以氧化铝粉末为基础原料,贝壳粉为造孔剂,并加入适量的助熔剂、稳泡剂等助剂,按拟定的比例称取干燥的原料,经过充分搅拌,使其混合均匀。在混合好的基料中加入适量水,使其成为悬浮液,将上述悬浮液放入超声波清洗仪中超声清洗1小时使陶瓷配料均匀分散,再利用真空泵进行抽滤,最后加入粘结剂聚乙二醇。实验通过选择不同用量的贝壳粉进行分组实验,分别研究了贝壳粉掺量为5%、10%、15%、20%时,泡沫陶瓷制品的各项性能。
1.2 坯体的制备
本实验采用模压成型法,原料混合物具有可塑性,采用压制成型方法,即将含有不同含量贝壳粉的陶瓷浆料用压片机分别压制成陶瓷坯体,将陶瓷坯体置于烘箱中于150℃条件下烘烤2.5h,得到具有一定强度的坯体。
1.3 烧结
烧结是指将坯体加热到高温,通过发生一系列物理化学反应,然后冷却至室温,使坯体具有足够强度和特殊物理化学性质的过程。本实验采用常压烧结法,将坯体置于马弗炉内,在烧结温度为1650℃条件下,按一定的烧成制度,经过预热、发泡、烧结、退火、冷却后得到氧化铝泡沫陶瓷。[4,5]
1.4 性能测试
分别测定4组泡沫陶瓷制品的显气孔率、吸水率和体积密度。通过对质量和体积的测试,利用相应公式即可计算出制品的体积密度、显气孔率、吸水率等各种性能,计算结果如表1所示。
2 实验结果
通过测定4组泡沫玻璃的微观结构及相关性能,确定原料混合物的最佳配合比。
2.1 微观结构
SEM分析表明,制品具有一定的均匀分布的微观气孔和宏观气孔以及大量晶粒堆垛而成的孔洞,具有典型的泡沫陶瓷的微观结构,如图1所示。
2.2 制品性能
表1为泡沫陶瓷制品显气孔率、吸水率和体积密度等性能随造孔剂含量的变化关系。从表中可以看出,在骨料和造孔剂颗粒尺寸一定的条件下,随造孔剂含量的增加,吸水率和气孔率随之增大(如图2、图3所示),而体积密度则随之下降(如图4所示)。这是因为在泡沫陶瓷坯体的成形过程中,随着造孔剂含量的增大,在烧结后的坯体中留下的空隙总体积也随之增加,颗粒间的堆积自然不够紧密,所以气孔率明显增大,而体积密度必然要减少。
测试表明,增加造孔剂的含量可提高泡沫陶瓷的气孔率,但样品的体积密度有逐渐降低的趋势。在本实验中,当造孔剂含量超过10%时,泡沫陶瓷制品开裂现象比较明显,很难得到外表美观的泡沫陶瓷。因此配料中造孔剂的加入量不宜过高。
3 结论
以贝壳粉为造孔剂,通过改变贝壳粉掺量研究了其对泡沫陶瓷制品体积密度、显气孔率、吸水率等性能的影响。在本实验研究条件下,当贝壳粉掺量为10%时,可制得外观良好、吸水率为29.92%,体积密度1.16g/cm3,显气孔率33.78%的氧化铝泡沫陶瓷制品。
摘要：以贝壳粉为造孔剂,研制氧化铝泡沫陶瓷。通过对制品体积密度、显气孔率、吸水率等性能的测试,分析了贝壳粉掺量对泡沫陶瓷性能的影响。实验表明,适量添加贝壳粉作造孔剂,可制得性能较好的氧化铝泡沫陶瓷。
关键词：泡沫陶瓷,贝壳粉,性能
参考文献
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[5]赵月明,郭从盛,谭宏斌.堇青石陶瓷的应用与制备进展[J].中国陶瓷,2011,47(10):6-8
氧化铝陶瓷 第6篇
炭材料具有许多优异性能,广泛应用于航空航天、冶金、化工、原子能、交通、建筑和机械工业等领域[1,2]。然而,炭在370 ℃有氧气氛中开始氧化,高于500 ℃时迅速氧化,氧化失重使炭材料的结构、性能受到严重的破坏和影响。这一致命弱点限制了炭材料的高温应用。因此,对用作高温热结构材料的炭材料必须进行合适的抗氧化保护。目前,炭材料的抗氧化设计思路有基体改性技术和抗氧化涂层保护两种[3]。本工作采用乙烯基聚硅氮烷(PSN-1)与1,2-乙二硫醇经紫外光照射聚合形成高聚物先驱体,再加入一定比例的活性填料,配制成浸渍液,然后将石墨材料充分浸渍于其中,于N2氛围下高温烧结,制备得到包覆石墨基体的抗氧化陶瓷涂层。这是一种新型的抗氧化涂层制备工艺,与传统的包埋渗法、CVD法相比,具有环保、设备要求低,产品成分及结构可控等优点。
1 试 验
1.1 基材处理
尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的高纯石墨基体(99%)经砂纸打磨后,表面呈现光亮平滑,分别用37%盐酸和丙酮在100 Hz下超声振荡清洗30 min,清洗后晾干,放入管式炉,通N2加热至100 ℃并保温1 h,以去除残余水分、丙酮和盐酸。
1.2 涂层制备
将含乙烯基的聚硅氮烷PSN-1(黏稠液体,25 ℃时黏度为8 000 Pa·s)与1,2-乙二硫醇(无色透明液体,纯度99%)以1 ∶1(摩尔比)混合后,用超声振荡使之溶解于50 mL甲苯溶剂中,加入0.1%(质量分数,相对聚合体质量)的光引发剂安息香乙醚,配成5种浓度(10%,20%,30%,40%,50%)的聚合物先驱体溶液,再加入不同含量的钛粉(粒径50 nm),配制成浸渍液。将高纯石墨基体充分浸渍其中,超声振荡10 min后取出,用吹风机加热使甲苯溶剂挥发,然后将其于密闭器皿中经紫外光照射1 h固化;再在N2保护下,于管式炉内1 000 ℃烧结,形成包覆石墨基体的抗氧化陶瓷涂层。
1.3 材料表征
利用Archimides排水法测定材料孔隙率;根据前后质量计算得到陶瓷产率,用N2保护,升温速率为10 ℃/min,最终升温至1 000 ℃,用TGA Q50 V5.3 Build 171热失重分析仪测得;用ECLIPSE E400POL型热台偏光显微镜观察涂层表面形貌;用Rigaku D/Max-RA 型X射线衍射分析仪(XRD)对涂层的晶相组成进行分析测试。
2 结果与讨论
2.1 先驱体浓度对陶瓷涂层致密度的影响
在涂层制备过程中,先驱体转化法浸渍是一个重要工序,对涂层厚度、致密度、涂层/基体界面结合状况等有很大影响[4]。5种不同浓度(质量分数,下同)浸渍溶液,经浸渍/裂解一次制备得到的陶瓷涂层见表1。
从表1可以看出:浸渍液浓度为30%时,基体浸渍前后的空隙率减小值最大(12.2%),说明在该浓度条件下浸渍效果最好;当浸渍液浓度为10%和20%时,空隙率减小值分别为7.4%和9.4%,相对于30%时减幅较小。这可能是由于浸渍液浓度偏低,导致浸渍液黏度也较低,浸渍液容易进入基体孔隙,但浸渍进去的溶质含量低,主要是溶剂,不能有效填充基体的孔洞,所以经低浓度的浸渍液浸渍后,基体仍存在较多孔洞。当浸渍液浓度超过30%时,浸渍液黏度变大,大大增加了浸渍的阻力,不利于浸渍的进行,使浸渍液不能浸入基体内部从而不能有效填充孔洞。从40%和50%溶液的孔隙率减小值分别为9.2%和7.1%可以看出,当先驱体浓度继续增大时,孔隙率变化将减小。从浸渍后基体经高温裂解后的孔隙率变化情况可以看出,经30%溶液浸渍的石墨基体裂解后孔隙率最小为6.1%,且裂解前后孔隙率增加值也最小(2.2%),说明30%的浸渍液非常适合制备陶瓷涂层;而当浸渍液浓度过大时(如50%),由于先驱体裂解会释放大量小分子气体,引起体积收缩而开裂。因此,裂解后的孔隙率比裂解前孔隙率增加6.6%,增幅最大,不适合制备陶瓷涂层。
2.2 热裂解性能
陶瓷产率是先驱体转化法制备陶瓷材料的一个重要参数[5]。为此,分别对纯PSN-1先驱体和1,2-乙二硫醇/PSN-1光聚合先驱体进行了热重分析,结果见图1。
从图1可以看出,1,2-乙二硫醇与PSN-1交联后的陶瓷产率(曲线a)明显高于纯PSN-1的陶瓷产率(曲线b),交联体的主要失重温度区间在400~750 ℃,最终1 000 ℃时陶瓷产率为69%;而PSN-1的主要失重温度区间在200~400 ℃,主要是一些小分子气体的逸出,最终1 000 ℃时的陶瓷产率为40%,说明先驱体经过聚合后,可以提高陶瓷产率。
2.3 填料钛粉对陶瓷涂层抗氧化性能的影响
用含SiO2填料的聚硅氮烷制备光固化涂层表明,加入填料可有效减少先驱体转化法制备陶瓷涂层的孔隙率及因先驱体受热收缩而产生的裂纹,从而提高涂层的致密度及陶瓷产率[6]。为此,向浸渍溶液中添加钛粉以期减小先驱体的热解收缩,减少涂层孔隙率,同时提高陶瓷产率。表2为不同钛粉含量对基体孔隙率的影响。
从表2可看出,当浸渍液中钛粉为聚合物先驱体1/10~1/5时, 试样裂解前后孔隙率变化最小为3.3%。图2是不同钛粉含量的浸渍液制备的涂层表面光学显微形貌。
用光学显微镜观测此时的涂层均匀、涂层与基体粘结较好(图2b~2c)。当钛粉与聚合物先驱体质量之比大于3/10后, 孔隙率变化(Ⅲ-Ⅱ)反而增加,这是由于随着浸渍液中钛粉含量增大,涂层的均匀性逐渐变差,加热时产生大的裂纹,同时由于基体对涂层的约束作用不足以抵抗涂层应力作用, 出现涂层与基体分离, 导致涂层的脱落(图2d)。
2.4 涂层的抗氧化性能
图3为试样在1 000 ℃空气中的氧化失重曲线。由图3可看出,经先驱体浸渍/热解一次所得到的涂层具有一定的抗氧化性能,在氧气氛中氧化120 min纯石墨基体失重率达95%;有涂层的石墨氧化120 min后,失重率不到30%;含有钛粉的涂层抗氧化性能更好,恒温氧化120 min后,失重率仅为18%。这是由于钛粉的加入提高了涂层的致密性从而提高陶瓷涂层的抗氧化性能。
2.5 浸渍/裂解次数对涂层抗氧化性能的影响
为了进一步提高涂层的抗氧化性能,需要对基体进行反复浸渍/裂解来制备抗氧化涂层;为了比较反复浸渍/裂解次数对涂层抗氧化性能的影响,对经过不同浸渍次数(浸渍液中不含钛粉)的基体进行了恒温氧化试验,结果见图4。
从图4可以看出,当浸渍/裂解循环次数为3次时,涂层抗氧化性能最好,恒温氧化120 min,失重率为15%,氧化5 h后失重40%。这是由于通过反复浸渍/裂解,可以得到致密和厚度较大的涂层,同时在反复浸渍/裂解的过程中,因为之前的涂层作为梯度涂层有效缓解了应力,从而使次生涂层在热解时的收缩变形不大,不容易产生裂纹。而当循环次数超过4次后,由于涂层厚度过大,导致基体对涂层的约束作用不足以抵抗涂层应力作用, 出现涂层与基体分离,导致涂层的脱落,从而影响了涂层的抗氧化性能。
2.6 X射线衍射谱
图5是PSN-1经1 000 ℃裂解后的X射线衍射图谱。从图5可以看出,聚硅氮烷陶瓷先驱体经1 000 ℃裂解后生成氮化硅陶瓷。
3 结 论
浓度为30%的先驱体溶液浸渍效果最好;加入质量比(Ti/PSN-1)为1/10~1/5的钛粉时,制备的涂层抗氧化性能最佳,恒温氧化120 min后,失重率仅为18%;同时经过反复浸渍/裂解试验表明:最佳的浸渍/裂解循环次数为3次,恒温氧化120 min,失重率为15%;聚硅氮烷经高温裂解后最终生成氮化硅陶瓷。
摘要：炭材应用广泛,但在高于500℃的有氧气氛中氧化迅速,其结构和性能受到严重影响。为此,采用光聚合巯基/乙烯基聚硅氮烷(PSN-1)陶瓷先驱体在炭材料表面裂解制备抗氧化陶瓷涂层,采用偏光显微镜和X射线衍射技术探讨了涂层对炭材抗氧化性能的影响。结果表明:先驱体溶液浓度为30%时浸渍效果最好;加入质量比(Ti/PSN-1)为1/10～1/5的钛粉时,制备的涂层抗氧化性能最佳,恒温氧化120min后,失重率仅为18%;最佳的浸渍/裂解循环次数为3次,恒温氧化120min,失重率为15%;聚硅氮烷经高温裂解后最终生成氮化硅陶瓷。
关键词：巯基/乙烯基陶瓷先驱体,炭材料,抗氧化,陶瓷涂层
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氧化铝陶瓷 第7篇
液相阴极等离子体技术是近年来发展起来的一种结合等离子体放电和阴极电化学沉积的新型涂层制备技术,该技术不受基体金属限制,同时克服了阴极电化学沉积需要后处理以及涂层与基体的附着力不强的缺点,已经实现了多种金属材料表面金属、金属氧化物、石墨及类金刚石涂层的制备[11,12,13,14],但是作为一种新兴的表面改性技术,尚未应用于NiTi合金表面改性。本研究将首次采用液相阴极等离子体技术,在NiTi合金表面制备氧化铝陶瓷涂层,以控制基材的Ni离子释放,提高材料的生物相容性。
1 实验
1.1 材料与试剂
NiTi合金(Ti49.2Ni50.8 ,原子分数,由西北有色金属研究所提供)加工成直径1.5cm、厚0.2mm的圆片;硝酸铝(Al-(NO3)3,分析纯,国药集团化学试剂有限公司),其余试剂均为分析纯。
1.2 涂层制备
将NiTi合金用300目、600目和1000目的砂纸打磨至光亮,再用乙醇及丙酮分别超声清洗5min,干燥后作为阴极,石墨为阳极。采用MDO-20微弧氧化电源进行液相阴极等离子体沉积。电解质溶液采用一定浓度的Al(NO3)3乙醇溶液,脉冲频率为100Hz,占空比为30%,电压为400V,放电时间为60min。样品放电处理之后,蒸馏水及乙醇分别超声清洗5min,干燥备用。
1.3 涂层表征与测试
采用D/Max2500PC X射线衍射仪(XRD)分析涂层的相组成;采用FEI Quanta 200环境扫描电子显微镜(SEM)对样品的表面形貌进行表征;采用EDS能谱对样品的元素组成进行分析;采用WS-32000型自动划痕仪测定涂层与基体的界面结合力,初始载荷为10N,加载速率为25N/min。
1.4 Ni离子释放与测定
将样品放置于2mL的模拟体液中,另取2mL的模拟体液作为空白对照,将样品和空白对照放入37℃的恒温培养箱中,分别浸泡3天及21天后取出。采用SERIES2电感耦合等离子体质谱仪(ICP-3MS PE公司)测定Ni离子浓度。将样品中的Ni离子浓度减去空白对照(单纯模拟体液)中的Ni离子浓度,所得差值即为样品中的Ni离子溶出量。
2 结果与讨论
2.1 电解液浓度对液相阴极等离子体放电过程的影响
在实验中,将NiTi合金作为阴极置于Al(NO3)3的电解液中,施加一定电压,进行反应。随着施加电压的增大,电流逐步增大,阴极不断产生气泡,形成气膜,电流出现波动,在样品表面产生火花,形成液相阴极等离子体放电,持续一定时间后,在材料表面沉积Al2O3陶瓷涂层。在实验中发现,液相阴极等离子体起弧电压与电解质溶液中Al(NO3)3浓度密切相关。如图1所示,随着Al(NO3)3浓度增加,起弧电压逐渐降低,等离子体越容易放电,但是当浓度继续增加时,起弧电压下降趋势减缓,基本维持恒定。因此在实验过程中,一般选择0.3mol/L Al(NO3)3电解质溶液。
2.2 涂层的表征和性能测试
涂层的XRD谱如图2所示,涂层主要由α-Al2O3和γ-Al2O3相组成。对比图2中α-Al2O3和γ-Al2O3的强度,可以看出涂层中α-Al2O3的含量远大于γ-Al2O3的含量,表明液相阴极等离子体放电温度较高,使得γ-Al2O3相转化为高温稳定的α-Al2O3相。此外在图2中没有发现NiTi合金基材的相成分,表明涂层致密、均匀且较厚,对基材涂覆效果好。
NiTi合金在0.3mol/L Al(NO3)3的乙醇电解质溶液中,经过液相阴极等离子体处理60min后表面形貌变化如图3所示。未处理的NiTi合金表面比较光滑,只有少数打磨产生的划痕,而经过液相阴极等离子体沉积Al2O3涂层后,表面变得粗糙而多孔,有明显的烧结迹象。通过沉积涂层后的放大的扫描电镜图(图3(c)),可以清楚看到由阴极等离子体放电残留形成的微孔通道,在孔周围的区域分布着由熔融态的氧化物在电解液中急速冷却形成的烧结颗粒。通过沉积涂层后的截面SEM图(图3(d))可以看出,形成的涂层比较厚,约为300μm。
通过显微划痕试验测定了Al2O3陶瓷涂层与NiTi合金之间的结合力,测试过程中在约25N处出现声信号,继续加载,再没有出现声信号,表明涂层与基材之间结合较紧密。
2.3 镍离子释放
Ni离子的溶出是NiTi合金临床应用中面临的最主要问题。表1为NiTi合金和沉积Al2O3陶瓷涂层后的NiTi合金在模拟体液中的Ni离子溶出量。从表1中可以看出,在模拟体液中浸泡3天后,液相阴极等离子体沉积Al2O3的NiTi合金样品的Ni离子溶出量仅为NiTi合金样品的1/50;即使经过21天的浸泡后,NiTi合金样品的Ni离子溶出量也只有不到0.5μg/mL,远远低于NiTi合金样品的10.732μg/mL。实验数据充分表明,NiTi合金表面通过液相阴极等离子体沉积Al2O3陶瓷涂层后,可以有效抑制Ni离子溶出。
3 结论
氧化锆陶瓷脆性—压痕检测方法 第8篇
陶瓷材料具有高强度、高耐磨性、耐化学腐蚀、抗氧化等优良性能,而最大弱点是具有很大的脆性。陶瓷材料的失效基本上是由脆性引起的,脆性是限制陶瓷材料完整发挥其优越性的主要因素。
目前,检测陶瓷材料脆性的标准方法有GB/T23806-2009《精细陶瓷断裂韧性试验方法单边预裂纹梁(SEPB)法》[1]、GB/T 4742-1984《日用陶瓷冲击韧性测定方法》[2]、GB/T 14389-1993《工程陶瓷冲击韧性试验方法》[3]和采用标准拉伸试验[4]、压缩试验[5]得到的脆性度[6]。这5个标准方法都明确规定了陶瓷样品的具体要求,即必须是标准样品。由于陶瓷的机械加工问题,标准样品是特殊制备的样品,不是从陶瓷产品上取样制备的。然而,标准样品制备与陶瓷产品具有不同的制造工艺。这样,检测陶瓷材料脆性的标准方法[1,2,3,4,5],无法应用到陶瓷产品的脆性检测。
以日用陶瓷刀为例,采用复合氧化铱的氧化锆陶瓷材料制造,这种复合陶瓷具有很高的韧性,按照GB/T23806标准[1]检测,断裂韧性达(6~10)MPa·m1/2。然而,当该复合陶瓷材料制成陶瓷刀后,在陶瓷刀上无法获得标准中规定尺寸的、与标准样品制备工艺完全一致的样品。也就是说,无法按照GB/T 23806标准[1]检测实物陶瓷刀的断裂韧性。
在陶瓷产品的生产、应用中,陶瓷产品的脆性检测非常重要,脆性指标不仅仅要反应陶瓷产品的脆性以确保使用安全,还要反应陶瓷产品制造工艺制定的科学性(工艺评定)和制造工艺执行的符合性(工艺监控)。所以,有必要研究、制定陶瓷产品脆性的标准检测方法。
本文以复合氧化铱的氧化锆陶瓷刀为实例,研究了根据维氏硬度载荷大小和压痕形貌特征检测氧化锆陶瓷产品脆性的方法。
1 实验条件
采用市场上不同品牌、不同规格的陶瓷刀12把为检测样品,并赋予不同编号;采用401MVD数显显微维氏硬度计、HVS-50维氏硬度计检测陶瓷刀的不同载荷下维氏硬度,检测依据为GB/T 16534标准[7],同时观察压痕形貌特征。
2 检测结果
在陶瓷刀的刀片上任意选择5点测量维氏硬度。首先选择低载荷,确保5点压痕全部是无裂纹有效压痕[7],12把陶瓷刀在1 kg载荷下点压痕均无裂纹,硬度值检测结果见表1,压痕形貌见图1。继续给12把陶瓷刀施加5kg、10 kg和15 kg载荷,当压痕出现裂纹时,则不再增加载荷。12把陶瓷刀中12#在5 kg载荷下有两个压痕出现裂纹,2#、6#、11#陶瓷刀在15 kg载荷下压痕出现裂纹,其余8把陶瓷刀在10 kg载荷下压痕出现无裂纹。图2为10 kg载荷下陶瓷刀维氏硬度压痕及裂纹的形貌。
a)the Indentation without any microcrack;b)the Indentation with microcracks
3 分析讨论
维氏硬度试验是陶瓷材料最常用、最简单的力学性能试验方法之一。对于氧化锆陶瓷材料,维氏硬度试验既可以在标准样品上检测反映陶瓷材料的性能,也可以在陶瓷产品上取样制样检测反映陶瓷产品的性能。表1中的维氏硬度值就来自陶瓷刀产品样品。
维氏硬度试验要用显微镜测量压痕的对角线长度,这样在测量压痕对角线长度时,可以观察压痕的形貌特征。在精细陶瓷室温硬度试验方法[7]中,将维氏硬度压痕分为有效压痕和无效压痕。无效压痕有:压痕尖端显著开裂、边缘侧裂、尖端区移位、崩裂或粗糙的边缘;有效压痕包括完整无缺的压痕和带有微裂纹的压痕。可以看出,陶瓷维氏硬度压痕的形貌特征就反映了陶瓷的脆性。图1、图2为氧化锆陶瓷维氏硬度压痕的形貌,图1、图2a)中的压痕是有效压痕,反映了氧化锆陶瓷塑性变形,图2b)是一个带微裂纹的无效压痕,反映氧化锆陶瓷塑形变形和脆性开裂。在表1中12#陶瓷刀在5 kg载荷下维氏硬度压痕就出现裂纹,而2#、6#、11#陶瓷刀在15kg载荷下维氏硬度压痕才出现裂纹,足以说明陶瓷刀产品脆性的差异。
在陶瓷的断裂韧性测试方法中,维氏硬度压痕法是其中一种方法[8],该方法先通过在陶瓷上施加维氏硬度载荷并使压痕产生裂纹,再通过测量压痕裂纹的半长度计算出断裂韧性。在1982年出版的《光学玻璃》[9]中,玻璃脆性的测试就采用维氏硬度压痕检测方法,把维氏硬度计的压头压入玻璃时的开裂负荷作为“脆性负荷”。这说明维氏硬度压痕法检测脆性材料的脆性早已在1982年前应用到脆性材料的研究中。
由此可见,采用维氏硬度压痕法检测氧化锆陶瓷的脆性可以实现标准化。脆性压痕检测方法既可以检测氧化锆陶瓷材料的脆性,也可以检测氧化锆陶瓷产品的脆性。在检测氧化锆陶瓷的维氏硬度同时检测脆性,一个样品检测两个不同的性能指标,是一种方便、快捷、有效、低成本检测方法。脆性压痕检测方法可为氧化锆陶瓷材料研究和陶瓷产品的工艺评定、工艺监控提供有价值的数据。实现标准化脆性压痕法检测氧化锆陶瓷的脆性有广泛的应用价值。
在标准化的氧化锆陶瓷脆性压痕检测方法中,可以考虑两种脆性评价方式:
第一种是固定维氏硬度试验的载荷大小,根据压痕的无裂纹有效压痕、有裂纹有效压痕、无效压痕三级特性确定氧化锆陶瓷的三级脆性。例如,规定维氏硬度试验10 kg载荷下,压痕无裂纹脆性为1级,压痕有裂纹但仍为有效压痕脆性为2级,压痕为无效压痕脆性为3级。这样,根据表1结果,12把陶瓷刀中,2#、6#、11#陶瓷刀的脆性为1级,脆性1级陶瓷刀占37.5%。而1#、3#~5#、7#~10#陶瓷刀的脆性为2级,脆性2级陶瓷刀占62.5%。在用氧化铱复合的氧化锆陶瓷刀维氏硬度试验中,还没有发现压痕尖端显著开裂、边缘侧裂、尖端区移位、崩裂或粗糙的边缘等无效压痕。在标准化时,可以考虑测量裂纹的长度并确定临界值,裂纹长度超过临界值归为无效压痕。
在ISO/CD 8442-9《食品接触材料和制品—餐具和桌上器皿》第9部分:陶瓷刀技术要求中,已将陶瓷刀片维氏硬度应大于1100 HV3,且测试维氏硬度的所有压痕应是ISO 14705标准[9]中规定的无裂纹的有效压痕,作为衡量陶瓷刀脆性的技术要求。
第二种方法是逐步提高维氏硬度试验的载荷,确定氧化锆陶瓷维氏硬度压痕出现裂纹时的载荷大小衡量脆性,即脆性负荷[9]。在表1中,2#、6#、11#陶瓷刀的脆性负荷为15 kg,1#、3#~5#、7#~10#陶瓷刀的脆性负荷为10 kg,而12#陶瓷刀的脆性负荷为5 kg。脆性负荷越小脆性越大。
4 结论
综合陶瓷刀维氏硬度压痕试验数据及分析讨论可以得出:
1)根据维氏硬度压痕形貌特征,在检测氧化锆陶瓷维氏硬度的同时可以检测脆性。脆性压痕检测方法是一种方便、快捷、有效、低成本检测方法,可成为标准方法。
2)脆性压痕检测方法评价氧化锆陶瓷的脆性有两种方式。第一种是固定维氏硬度载荷大小,脆性分为无裂纹有效压痕、有裂纹有效压痕、无效压痕三级;第二种是脆性负荷大小。
摘要：以日用氧化锆陶瓷刀为例,研究了氧化锆陶瓷脆性的维氏硬度压痕检测方法。结果表明:1)维氏硬度压痕的形貌特征可以反映氧化锆陶瓷的脆性,脆性压痕检测方法是一种方便、快捷、有效、低成本检测方法,可成为标准方法;2)压痕检测方法评价氧化锆陶瓷的脆性有两种方式。第一种是固定维氏硬度载荷大小,脆性分为无裂纹有效压痕、有裂纹有效压痕、无效压痕三级;第二种是脆性负荷大小。
关键词：氧化锆陶瓷,脆性,压痕
参考文献
[1]GB/T 23806-2009精细陶瓷断裂韧性试验方法单边预裂纹梁(SEPB)法[S].
[2]GB/T 4742-1984日用陶瓷冲击韧性测定方法[S].
[3]GB/T 14389-1993工程陶瓷冲击韧性试验方法[S].
[4]GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法[S].
[5]GB/T 7314-2005金属材料室温压缩试验方法[S].
[6]金宗哲,包亦望.脆性材料力学性能评价与设计[M].北京:中国铁道出版社,1996.
[7]GB/T 16534-2009精细陶瓷室温硬度试验方法[S].
[8]龚江宏,关振铎,陶瓷材料断裂韧性测试技术在中国的研究进展[J],硅酸盐通报,1996,No.1,P53-57.
[9]干福熹.光学玻璃[M].北京:科学出版社,1982.