第四章氧化铝和氧化锆.ppt

氧化铝主要晶型及其性质 氧化铝仅对钠离子具有传导作用 主要用来制造钠 硫电池 其特点是高效率 对环境无危害和可以反复充电 Al2O3 一种Al2O3含量很高的多铝酸盐矿物 RO 6Al2O3和R2O 11Al2O3 由碱金属或碱土金属离子如 NaO 层和 A11O12 类型尖晶石单元交叠堆积而成 氧离子排列成立方密堆积 Na 完全包含在垂直于C轴的松散堆积平面内 在这个平面内可以很快扩散 呈现离子型导电 BaMgAl11O17 立方尖晶石结构 氧原子为面心立方 铝原子填充在间隙中 密度低 机械性能差 高温不稳定 在自然界不存在 可以利用其松散结构制造多孔材料及复合材料界面层 Al2O3 结构紧密 活性低 高温稳定 电学性能好 良的机电性能 氧离子做六方密堆 铝离子填充于2 3的八面体间隙内 刚玉结构 Al2O3 烧结是基于在表面张力作用下的物质迁移而实现的 高温氧化物较难烧结 其中一重要原因在于它们有较大的晶格能和较稳定的结构状态 质点迁移需要较高的活化能 即活性较低 采用晶粒小 比表面积大 表面活性高的单分散超细Al2O3粉料 由于颗粒间扩散距离短 仅需较低的烧结温度和烧结活化能 AkiraNakajima等以颗粒尺寸为0 2 m和1 8 m的高纯Al2O3为原料 以MgO和SiO2为添加剂进行常压烧结 烧结温度为1460 实验发现 颗粒尺寸为0 2 m的Al2O3坯体在100min后几乎完全致密 相对密度大于98 而颗粒尺寸为1 8 m坯体却远没致密 相对密度小于85 这同时也说明了Al2O3颗粒越细 就越容易烧结 烧结温度也就越低 氧化铝陶瓷烧结时通过扩散完成材料的致密化过程 由于氧化铝陶瓷具有较强的离子键 从而导致其质点扩散系数低 Al3 在1700 时扩散系数仅10 11cm s 烧结激活能大 因此在烧结时需要较高的烧结温度 通常 采用2条途径来降低其烧结温度 1 通过改进粉体制备工艺以获得超细颗粒 无团聚 以及分散均匀的具有良好烧结活性的粉体 来达到促进材料致密化的目的 然而这些方法目前常局限于实验室范围内 原因是制备工艺复杂 同时制备成本较高 2 引人适量的烧结助剂 即在材料中添加合适的外加剂 通过与基体生成液相或固溶体 加强扩散 以达到促进材料致密化并降低烧结温度的目的 这种方法在陶瓷领域的工业生产中被广泛采用 添加剂降低烧结温度 烧结时按照不同的原料配方可能出现固体烧结或液相烧结 加入烧结添加剂改善烧结性能 降低烧结温度 与Al2O3形成固溶体的添加剂 TiO2 Cr2O3 Fe2O3 MnO2等 与Al2O3具有相近的晶格参数 同时也是变价氧化物 由于变价作用 使Al2O3内部产生晶体缺陷 活化晶格 促进烧结 添加助剂使氧化铝晶体内部的空位增加 易于进行扩散 从而促进烧结 由于添加四价的钛 二价的锰可以明显地促成烧结 钛在氢气氛中烧成 则四价钛离子部分被还原为三价 烧结性减小 如果添加与铝等价的铬 铁等 则促进烧结能力较小 这可能是因为即使固溶 也不能使空位增加所致 加入TiO2 ZrO2 Cr2O3与其形成固溶体 不添加 O2 添加TiO21 O2 添加MnO1 O2 添加TiO21 H2 添加剂 气氛对烧结性的影响 如果生成液相 则由属于液相移动的粘滞流动机理支配烧结 液相出现时 迅速发生致密化 其速度由液相粘度 生成量 氧化铝粒子的润湿性和粒径所决定 在较低温度下产生液相 如果没有液相存在 氧化铝的烧结则是属于原子 离子 级物质迁移的扩散机理进行的 将通常的拜尔氧化铝烧结时 需要l900 左右的高温 但如加入烧结助剂 则可将烧结湿度降至l550 左右 原理 方法 重要 粘土或高岭土以及碱土金属碳酸盐 SiO2 CaO MgO或硅酸盐之类 一般是含有滑石 粘土 白云石等的氧化镁 氧化钙 二氧化硅等复合氧化物 因为含有碱金属的物质会降低电性能 所以不大使用 生成液相的添加剂 使用助剂后可以导致低温烧结 它们多为立方密堆积 NaCl型晶体结构 由于晶体结构的差异 它们在Al2O3中的 溶解度 极小 通过杂质聚集在晶界处的方式 减少了它们在基体中的含量 随着烧结的进行 晶界数量和晶界面积减少 晶界处杂质的成分相对增加 使晶界处的共熔温度下降 当达到一定极限 就成为液相 当以复合形式加入时 必须有一种添加剂的阳离子和化合物的几何尺寸大于铝离子 而另一种阳离子和化合物的几何尺寸小于铝离子 如MgO SiO2 CaO SiO2 SrO SiO2 BaO SiO2 Na2O SiO2等就满足这种条件 这时不但产生液相 而且在基体中产生具有平直晶粒的片状晶体 对提高制品的性能有很大作用 但缺点是加入此类添加剂会导致制品内部晶粒长大 且存在玻璃相 使材料的高温强度 抗弯强度降低 MgO与Al2O3在高温下可发生固相反应 在晶界上形成尖晶石 MgO Al2O3 薄层 包裹在Al2O3晶粒的表面 使Al2O3晶粒之间的质点扩散受到抑制 阻碍Al2O3晶粒的长大 获得大小均匀的等轴状晶粒 使微观结构细晶化 MgO是Al2O3烧结过程中的显微结构稳定剂 单独添加MgO能抑制Al2O3晶粒的生长 而大部分添加剂 如TiO2 SiO2 CaO等 则能诱导氧化铝晶粒在特定方向上的快速生长 形成板状或片状的晶粒 添加剂La2O3Na2O通过诱导氧化铝晶粒异向生长 同时在晶界处形成板状或者棒状的化合物 烧结温度 1650 1950 气氛对影响较大 低氧分压有利于烧结致密化及提高速率 也有研究表明氩气的影响最好 氧化铝的烧结是负离子扩散为主的烧结机理 气氛的影响 在真空或氢气中烧结 纯度越高透光率越高 气孔率越低透光率越高 晶粒过度长大易包裹气体 制备透明氧化铝的主要原料为的高纯氧化铝粉 辅助外加少量的MgO和Y2O3等 2Al2O399 5 Y2O30 2 La2O30 1 MgO0 1 ZnCl20 1 配方中0 2 Y2O3 0 1 La2O3和0 1 MgO用1 3 重量百分比浓度 的硝酸盐引入 典型配方 在透明氧化铝陶瓷烧成过程中 如果单纯地将Al2O3烧结 则会产生异常粒子生长 这种异常粒子在烧结进行到一定阶段时突然发生 粒子生长极快 使晶粒生长很大 并且晶粒之间存在着的气孔亦进入晶粒内部 使排气困难 从而不能使透明度提高 异常粒子生长控制剂有MgO Y2O3 ZnCl2 La2O3 ZrO2 NiO ThO2 BeO等 其添加量一定要严格控制 否则会使异相 尖晶石 增加 反而会降低制品的透光率 降低制品的致密性 影响制品的其它性质 异常粒子生长控制剂的影响 在空气和惰性气体介质中烧结不能得到无气孔的材料 因为惰性气体残留在气孔中并阻止其长大 在真空和氢气中伴随产生一些还原过程 即增加了材料的缺陷 从而增加了烧结的速度和完全程度 真空烧结伴随着陶瓷除气 生产方法 连续等静压 连续推进式高温钼丝炉氢气条件下烧结 烧结温度 1700 1900 二次烧结法 真空或者氢气气氛中1700 1950 烧结 Al2O3粉末中加入0 1 0 5 的MgO 1000 1700 氧化气氛中烧结1小时 透明氧化铝陶瓷的烧成温度较高 一般在1750 1850 左右 并且须要在氢气或真空条件下烧成 由于真空炉一般为间断操作 不能连续生产 所以都采用氢气氛烧成 氢的原子半径小 扩散速度快 气孔容易从坯体中排除而形成高透明体陶瓷 烧成制度如下 室温 400 100 小时 400 1600 50 80 小时 1600 1800 20 40 小时 1800 2小时 1800 1200 300 小时 1200 400 150 小时 400 室温 50 小时 残留的塑化剂或者环境坩锅以及加热元件等引入的微量杂质都有可能导致其透明性降低 因此要严格控制其烧结条件和周围环境的纯净 W Mo等难熔金属与氧化铝热膨胀系数接近 相差仅2 3 10 6 具有良好的热稳定性 其烧结性能也与氧化铝接近 相互适应性良好 重要 如果只使用Mo粉在氧化铝瓷表面烧结 虽然Mo与Mo Mo与氧化铝之间有一定的烧结 但是烧结层疏松多孔 强度与气密性不满足要求 如果在Mo粉中加入20 MnO 则与氧化铝反应生成MnAl2O4 MnAl2O4具有尖晶石结构 可粘附于氧化铝及Mo粒上 但是其流动性不好 仍然存在不少孔隙 再加入SiO2后 将三种物质与有机粘合剂混合成糊 用网板印刷术印于Al2O3表面 在1300 1500 氢气中烧结 熔融态的SiO2润湿并填充这些孔隙 将Mo MnAl2O4 Al2O3三者牢固粘结在一起 Mo Mn烧结法 氧化锆陶瓷 斜锆石 ZrO2 锆英石 ZrO2 SiO2 纯氧化锆粉呈黄色或者灰色 高纯氧化锆粉呈白色 熔点2715 天然矿物 单斜ZrO2 四方ZrO2 立方ZrO2 液相 1000 1200 2370 2715 7 3 2氧化锆陶瓷 7 3 2 1氧化锆晶体结构与相结构 m ZrO2 5 65 1000 t ZrO2 6 10 2370 c ZrO2 6 27 图7 3ZrO2的差热分析曲线 99 ZrO21950 预烧 1000 1200 稳定化氧化锆 FSZ 由于Y2O3加入量较高 使得相图中的氧化锆完全处于立方相区 冷却后形成立方氧化锆 完全不出现四方及单斜相 部分稳定氧化锆 PSZ Y2O3的加入量使得氧化锆在高温下处于四方和立方相的并存区 冷却后其中的四方相备亚稳保存下来 亚稳定氧化锆 TZP Y2O3的加入量使得高温下氧化锆全部为四方相 冷却后四方氧化锆全部亚稳存在 陶瓷增韧理论与韧化陶瓷 诱导相变增韧 相变诱发微裂纹增韧 残余应力增韧 四方相被亚稳至室温 由于空间限制没有发生相变 处于压应力状态 氧化锆相变的能量变化可以用下式表示 Um t Uchem UT Ua S其中 Um t 单位体积相变引起的自由能变化 Uchem 单斜相与四方相之间的化学自由能差 UT 相变弹性应变能的变化 Ua 外力引发相变所消耗的能量 S 单斜相与四方相的界面能之差 与其它项相比 较小 可忽略 Um t 0时发生相变即 Uchem UT Ua Ua 1 2 a V 1 2 a V其中 a为外加应力 为外加应力引起的应变 单位体积 V 1 Gchem Ua UT 相变增韧的能量条件 T相 m相 相转变的必要条件 a UT Uchem 2 0 相变增韧的临界晶粒尺寸条件 存在一个临界晶粒直径DC D DC时易发生相转变 四方相不能被稳定到室温D DC时不易发生相转变 四方相可以冷却到室温稳定存在 因此只有D DC时才可以起到相变增韧的作用 但是尺寸过小的晶粒由于稳定性太高 不易发生应力诱发相变 也不能起到增韧作用 1 烧结冷却过程中 D DC的晶粒发生相变而产生裂纹其中有些晶粒虽然满足D DC但是相变所产生的体积变化只能在周围产生残余应力 不足以产生裂纹 产生裂纹还有一个更高的临界裂纹直径Dm 只有D Dm时才产生微裂纹 Dm D DC时可以发生相变但是不产生微裂纹 只产生残余应力 2 DD DI的晶粒才能发生相变应力诱发微裂纹 在主裂纹的扩展过程中 遇到这些微裂纹时 因为微裂纹的存在而使主裂纹分散 改变了主裂纹的传播方式 氧化锆中微裂纹的产生 两类微裂纹 基体化学组成和ZrO2弥散相的含量对ZrO2相变温度的影响 能溶于氧化锆中的其它参杂物都能减少ZrO2的相变自由能差 Um t 降低相变温度 因此ZrO2粒子越小 溶质的浓度越大 即 Um t越小 所以小颗粒的tZrO2向m相的转变温度低 有利于相变增韧 t相含量越高 可相变的t相体积分数越高则断裂韧性越好 但是如果不加稳定剂 即使ZrO2颗粒小到0 025 m 可相变的t相含量也很少 并不是所有的t相晶粒都能相变的 参杂物的影响 t相含量的影响 结晶取向 结晶结构 结晶位置的影响 在ZrO2增韧Al2O3中 包裹在Al2O3晶粒内的t ZrO2最难相变 处于Al2O3晶界或晶界交叉位置的次之 接下来是相邻的t ZrO2 多个t ZrO2在一起的最容易相变 这是由于Al2O3晶体对相变的抑制作用 50hr析出的m相最多 继续保温则t相长大稳定性差 冷却易相变 表面残余压应力增韧 控制氧化锆使其表面发生四方单斜相变 获得表面压应力裂纹多起始于表面裂纹为拉应力状态手段 研磨或喷砂化学方法快速低温处理 氧化锆增韧陶瓷 氧化锆增韧氧化铝陶瓷 氧化锆粒度必须小于室温临界相变直径 制备Al2O3 ZrO2 Y2O3均匀超细粉末 混合法 Al2O3粉末 无水乙醇 ZrO2 Y2O3 粉末 快速搅拌沉淀 烘干 过滤 研