微波烧结（通用5篇）
微波烧结 篇1
0 引言
微波加热技术在20世纪50年代由Tinga等提出以后[1],在材料、通讯、制药、食品加工、橡胶硫化等许多领域得到了广泛应用[2]。利用微波加热技术实现的微波烧结工艺在材料科学领域的应用始于20世纪80年代,当时该工艺在粉末冶金快速烧结方面已占有明显优势[3]。90年代以后该工艺由面向基础研究,逐渐向实用化、工业化方向发展[4]。进入21世纪,研究人员针对微波烧结工艺在陶瓷、半导体、无机和有机材料领域的应用进行了更加深入的研究并取得了丰硕成果[5,6]。与传统烧结工艺相比,微波烧结工艺具有快速高效、节能环保以及改善材料结构、提高材料性能等一系列优点[7]。
20世纪90年代开始,微波烧结工艺因其突出的优势在陶瓷材料制备领域成为国内外研究的热点,人们利用微波烧结结合不同工艺成功制备了各种氧化物陶瓷、非氧化物陶瓷以及复合陶瓷等材料[4]。当前,随着人们对纳米材料的研究和重视,该技术在制备纳米陶瓷方面的应用也在逐步深入[8],被誉为“21世纪新一代烧结技术”。
1 微波烧结的特点
微波是一种频率介于300MHz~300GHz、波长介于1mm~1m的电磁波。在微波电磁场的作用下,介质材料产生的偶极子转向极化和界面极化等介质极化过程无法与外电场的变化频率同步,相位的滞后导致介质中产生一定的微电流,材料内部的能量耗散使电能不断转化为热能,实现了材料的微波加热[9]。Dube等[10]发现微波烧结过程中电磁场在样品周围被聚焦,尤其是样品颗粒之间的场强更高达其他区域的30倍以上,强电磁场促进了样品颗粒表面的离子化,因此可以提高颗粒之间离子的扩散速率,加速材料致密化进程。而处于晶界区域的离子在微波电磁场作用下动能增加,活化能降低,晶粒生长速度加快[11]。
微波烧结工艺制备陶瓷材料具有许多常规工艺无法实现的优点:
(1)降低烧结温度,缩短烧结时间。对于传统烧结工艺,坯体通过与发热体之间的辐射、传导、对流实现由外及内的升温,为避免过高的温度梯度对材料造成的影响,需要降低升温速率以保证材料内部温度的一致性,因此工艺时间被延长。而在微波烧结过程中材料内部的粒子在微波电磁能作用下动能增大、烧结活化能降低、扩散系数提高,可以实现材料在低温条件下的快速烧结并保证其微观结构的均一性[12]。此外微波烧结是依靠材料自身吸收微波能并转化为内部粒子的动能和势能,因此样品被整体均匀加热,内部不存在温度梯度,可以承受更快的加热速率,缩短烧结时间[13]。
(2)提高致密度,增加晶粒均匀性。微波辐射可提高粒子动能、有效加速粒子扩散。材料烧结过程包括致密化阶段和晶粒生长阶段[14],致密化速率主要与坯体颗粒间的离子扩散速率有关,晶粒生长速率则主要依赖于晶界扩散速率。所以微波烧结有助于提高材料致密度,增加晶粒均匀性。
(3)提高快速升温条件下材料的性能。材料的性能由微观结构决定。学者普遍认为影响材料微观结构的关键因素是致密化过程与晶粒增大过程之间的相互作用。为控制材料的微观结构,需要对温度、压力、烧结时间以及升温速率等参数进行优化。采用微波烧结工艺可以在较高的升温速率下制得晶粒尺寸更均匀、微观结构更优异、致密度更高的材料[15]。此外,影响材料致密度的另一个重要因素———烧结差异性,是传统烧结工艺不可避免的一个难题。而微波烧结作为一种新型烧结工艺,通过电磁波传输能量进行非接触加热,可以把烧结差异性对材料性能的影响降至最低[16]。
(4)高效无污染。微波烧结可以实现对材料的低温快速烧结[7],此外烧结过程无需热传导,没有热惯性,热源可即时发热或瞬时停止,这些都体现了高效节能的特点[17]。同时,微波热源不会污染烧结体,能够方便实现真空及各种气氛下的烧结。
2 微波烧结制备陶瓷的研究现状
先驱体裂解工艺和粉末烧结工艺是两种主要的陶瓷制备工艺,微波烧结技术与两种陶瓷制备工艺的结合,为改善陶瓷性能、优化制备工艺提供了新的途径。
2.1 先驱体裂解工艺
先驱体裂解工艺是通过高温裂解先驱体实现不同形态(如纤维、涂层、薄膜、泡沫材料、块体材料和陶瓷基体等)高熔点共价化合物陶瓷(包括SiC、SiNC、SiNBC、SiOC、Si3N4和BN等)的烧结制备[18]。陶瓷材料的结构、组成和性能主要与先驱体、烧结工艺、烧结温度有关。采用微波烧结工艺裂解先驱体制备陶瓷材料可有效降低裂解温度、缩短裂解时间、改善材料性能。
Gene等[19]采取微波烧结工艺裂解6种不同SiC陶瓷先驱体,与传统烧结工艺裂解产物对比发现,陶瓷中β-SiC晶粒尺寸更小、数量更多,生成的石墨化结构在1500℃高温条件下可稳定存在。游离碳、SiC颗粒等微波吸收性物质的存在可改善先驱体与微波的耦合作用,促进烧结,有利于β-SiC晶体的生成。
董绍明等[20]以日本Tyranno SA纤维二维编织件作为增强材料,采用微波烧结工艺在1100℃条件下保温5min裂解AHPCS(allylperhydropolycarbosilane)先驱体,得到SiC基体,实现SiCf/SiC复合材料的制备,与传统烧结工艺(1h保温时间)相比大大缩短了裂解时间。制备得到的材料密度为2.51g/cm3,弯曲强度为402MPa,弹性模量为102GPa,不低于传统先驱体浸渍裂解工艺制备得到的复合材料。国防科学技术大学在结合微波烧结与先驱体浸渍工艺制备SiCf/SiC复合材料方面也进行了研究探索,制备得到的材料在致密度、微观形貌、力学性能等方面均较为突出。
印度学者Malghe等[21]分别采用微波烧结工艺和传统工艺裂解草酸化合物先驱体(Calcium zirconyl oxalate,简称CZO)制备Ca0.15Zr0.85O1.85陶瓷。先驱体中Zr4+和Ca2+占据一部分氧空位,使得这些空位与微波发生强烈相互作用而迅速发热,热量向四周传递引起材料内部产生连锁反应加快先驱体裂解速度,降低反应温度。因此采用传统烧结在800℃完成的裂解工艺,利用微波烧结工艺只需升温至400℃保温1h即可完成,且得到的材料与传统烧结工艺得到的材料相比比表面积增大35.98%。
Saeid等[22]采用微波混合加热工艺裂解固相La[Co-(CN)6]·5H2O先驱体制备LaCoO3纳米颗粒,微波频率为2.45GHz,功率900W,利用CuO作为微波吸收材料进行加热。先驱体在微波场中裂解10min得到LaCoO3陶瓷颗粒,比表面积17m2/g,粒径10~30nm,且尺寸分散性很小。该工艺还可应用于SmCoO3、NdCoO3、GdCoO3等纳米颗粒材料的制备。
南京理工大学[23]联合微波烧结与溶胶-凝胶工艺制备Na-β"-Al2O3电介质陶瓷材料;以Al(NO3)3·9H2O、NaNO3、Mg(NO3)2·6H2O为原料合成溶胶-凝胶先驱体,采用微波烧结工艺在850℃下烧结2h,得到β"-Al2O3含量为94.4%的Na-β"-Al2O3陶瓷,相对密度达98.91%,300℃离子电导率为1.085×10-2S/cm;采用微波烧结工艺在850℃即可完成先驱体中m-Al2O3向β"-Al2O3的转变,避免了β"-Al2O3在高温条件下含量降低,影响材料的离子电导率。
2.2 粉末烧结工艺
大多数氧化物陶瓷在室温条件下一般属于微波透过性材料,只有达到某一临界温度才能与微波形成较强的耦合[15]。对于这类材料的微波烧结,常采用混合加热。混合加热主要分为主动加热和被动加热两种类型。主动加热是将微波能与其他热源结合在一起的混合加热方式。被动加热则着重于改变材料自身的介电性能,通常是在材料内部添加或在试样表面喷涂高损耗组分,或者采取在试样周围填充埋粉、设置保温层的方式,增强材料的微波吸收性能,从而在较低温度下实现对材料的迅速加热,达到快速烧成的目的[24]。
Souto等[25]采用微波烧结工艺以Y2O3为添加剂制备莫来石(3Al2O3-2SiO2),烧结功率1.8kW、烧结时间40min,制备得到的材料与传统工艺1600℃保温2h得到的莫来石相比,晶粒尺寸更小、形貌更均匀,致密度达95%以上。添加剂Y2O3的加入可以改善莫来石对微波的吸收性能。
纽约州立大学[26]研究了β-SiAlON-ZrO2陶瓷的微波烧结工艺并探索了反应烧结过程中晶粒长大机理。升温速率25℃/min,1800℃微波烧结保温15min制得样品的密度接近3.5g/cm3,而传统烧结工艺以10℃/min升温,在相同烧结温度下保温1h得到的样品密度不足3.4g/cm3。微观形貌观察表明传统烧结得到的材料中有大量ZrO2残留,而微波烧结可以降低反应活化能、提高离子扩散速率,从而促进ZrO2与气氛中的N2完全反应生成ZrN。
国内湖南大学研究者[27]分别采用电热法和微波烧结法制备了(Zr0.8Sn0.2)TiO4陶瓷材料,结果表明在材料密度近似的前提下,微波烧结工艺与电热烧结工艺相比烧结温度降低70℃、烧结时间缩短83%,且所得材料介电常数(ξr)和品质因数(Q)为45.02、10748,比电热烧结工艺制备的材料分别提高17.5%和14.3%,微观形貌观察结果显示微波烧结所得材料的晶粒尺寸更均匀、结构更致密。
对于某些与微波耦合性较弱的非氧化物陶瓷,烧结过程中需加入烧结助剂辅助烧结。B4C、SiC、Si3N4、TiB2和AlN等非氧化物陶瓷微波吸收性能较好,非常适合采用微波加热技术烧结制备,而且也经常作为添加剂辅助烧结其他非氧化物陶瓷材料。
Chockalingam等[28,29]以Y2O3、MgO、ZrO2为添加剂微波烧结制备Si3N4陶瓷,在1650℃保温15min即可完成α-Si3N4向β-Si3N4的相转变,晶粒更均匀,平均尺寸为1.7μm×0.69μm(长×宽);而采用传统烧结工艺在1750℃烧结温度下保温60min,依然无法完成相转变。以LiYO2、ZrO2为添加剂,1500℃微波烧结可以完成α-Si3N4向β-Si3N4的相转变;维氏硬度测试发现,相同烧结温度条件下微波烧结制得的材料硬度更大,且随温度升高材料硬度呈增大趋势。
ZrB2与微波耦合性较差,Fahrenholtz等[30]在ZrB2中加入4%微波吸收性较好的B4C改善材料介电性能,采用微波烧结工艺,升温速率为50℃/min,1720℃烧结得到致密度98%、硬度17.5GPa的陶瓷材料,与传统烧结工艺升温速率30℃/min、烧结温度1870℃制得的材料相比晶粒更均匀,力学性能更优异。
刘红书等[31]利用微波烧结工艺在1600℃制备MoSi2陶瓷,与热压烧结相比,烧结温度降低50℃,烧结时间大大缩短,同时所得烧结样品晶粒更细,致密性更好。
自微波烧结技术问世以来,陆续有人对Al2O3、B2TiO3、SiC、Si3N4等单相材料进行了烧结。近年来,多相材料的烧结也在不断兴起,但其中的困难显而易见:材料中各相的介电损耗(ξ′eff)、损耗正切值(tanδ)等介电参数不同,微波加热的选择性特征导致材料内部温度不均匀。因此研究人员在探索复合陶瓷的烧结工艺时往往选取介电性能相近的原料,避免由此带来的困扰。
单壁碳纳米管(Single wall carbon nanotubes,SWNTs)分散在陶瓷基体中可以有效提高材料的力学性能及热力学、电学性能。由于SWNTs在基体中不易均匀分散,在高温条件下容易被破坏,与基体之间的结合程度较差等因素的影响,其独特性能难以充分发挥[32,33]。新泽西理工学院[34]利用微波烧结工艺制备得到性能优异的SiC-SWNTs复合材料。实验利用微波烧结工艺裂解三甲基氯代硅烷,在单壁碳纳米管上直接生成SiC陶瓷,反应时间不足10min,不仅实现了SWNTs的均匀分散,避免高温对其造成的伤害,同时提高了基体与SWNTs之间的结合强度。
利用微波烧结工艺以高岭土、炭黑为原料制备Al2O3/SiC复合陶瓷材料只需在1.0kW微波功率条件下烧结20min即可完成,与传统烧结工艺1600℃保温1h得到的材料性能相当,且更加节能环保[35]。
1350℃微波烧结制备SiCw/TZP陶瓷可使材料致密度达到95%以上,与制备近似性能材料的传统烧结工艺相比,烧结温度降低100~200℃[36]。
3 结语
当前,微波烧结制备陶瓷材料还没有达到成熟的工业化应用水平,但与常规烧结方式相比体现出快速高效、节能环保等一系列优点,以及世界范围内不断增加的研究力度表明,微波烧结技术在新型陶瓷材料制备研究领域有着广阔的前景。
因其本身的复杂性,微波烧结技术在陶瓷材料乃至整个材料学领域还有许多问题亟待解决,一些基础性研究还有待开展,具体总结为以下几个方面:
(1)进一步加强材料科学、电磁场理论以及固体电介质理论的系统综合与研究,为微波烧结机理的探索提供理论依据。
(2)致力于各种材料介电参数的测定及相应数据库的建立,为研究微波与材料的相互作用原理提供详尽的数据支撑。
(3)尝试应用有限元分析等方法对材料的微波烧结进行计算机模拟,对材料的烧结工艺和加热机制进行更直观的分析和研究。
(4)加快研制更加自动化、智能化、更高功率密度的微波烧结设备,是微波烧结技术向大规模产业化转变的关键所在。
微波烧结 篇2
关键词：微波干燥,黏土制品,干燥时间
众所周知,黏土建筑制品如砖瓦生产过程中通常将含水率为20%～25%的黏土成型成一定形状的砖坯,利用热风炉和窑的余热干燥砖坯至5%的含水率后入窑烧结,干燥时间长,干燥效率低,产量受制于砖坯干燥。为了缩短干燥时间,推出了微波干燥技术。以往应用情况表明,用微波干燥块状的厚型黏土制品时,因受热坯体内水分汽化会急剧膨胀,致使坯体开裂。即使水分不急剧膨胀,由于黏土制品内部与外部的温差大,也引起坯体开裂和变形。所以,以往微波加热干燥技术只限用于薄型黏土制品。为此,通过技术摸索,改进工艺,对微波干燥用于厚型黏土制品进行了技术尝试,获得了理想的应用效果。
1 微波干燥工艺的改进
微波加热干燥具有速度快、热量损失小、操作方便等优点,但要有效应用于干燥厚型黏土制品还有待完善。因此进行了如下技术改进。
1.1 设置室内空气流动系统
在建微波干燥室时,设置室内空气流动系统,边从室外引入空气,边由室内排出空气到室外,使其内空气流动循环。
1.2 安装微波控制装置
安装微波控制装置,从开始干燥至一定时间用弱微波照射砖坯,然后用强微波照射或在初始阶段用弱微波照射,此后用强微波照射。
1.3 干燥室内设置部分空气循环装置
在干燥室内设置使部分空气循环的装置。干燥系统设计有两种,一种设计结构较为简单,干燥系统主要由黏土坯体的微波干燥室与连接于微波振荡器的微波天线组成。干燥室装有进出坯体的门,其内设置转盘,由电动机驱动旋转。室内还设有进气口,通入空气,并设有脉动金属质的微波屏蔽板,以隔断微波,干燥室还设有将室内空气排出到外的出气口,也同样设有脉动金属质的微波遮蔽板。
干燥系统另一种结构如图1所示,在圆筒出气口处设置气闸,控制空气排出量;并设置连接于进气口的空气循环装置,便于干燥室内的部分空气循环,其他构成与第一种设计结构相同。循环装置构造由连接于进气口的筒体构成。在筒体口附近设置气闸,以调节供气量。筒体口与干燥室出气口连接,使供入与排出的空气混合,并由鼓风机供入混合空气,同时经加热器加热,由进气口供入干燥室内,使室内的空气循环。在出气口同样设有金属质的微波屏蔽板。由此构成的干燥系统不仅使干燥室内的空气循环,而且有效调节由进气口供入空气的温度,从而控制室内的湿度,使室内的水蒸气处于不饱和状态,高效率地进行干燥,还避免过度干燥,防止坯体表面裂纹的产生。加温供入空气的目的是利用廉价的能源如微波能供入蒸发坯体表面水分所需的潜热。转盘的构件上还可安装传感器或坯体表面温度测定传感器,根据传感器探测信号间歇或连续控制微波,亦可根据传感信号控制气闸的开关。干燥时以黏土坯体不产生裂纹和变形为前提设定微波照射功率和时间。
2 微波干燥实验
实验中,在微波干燥系统的转盘上放置厚度为25 mm、重约2 kg、含水率为20%的黏土平瓦坯体,照射微波。按以下不同条件进行四组微波干燥实验。
2.1 实验1
最初4 h不通风,用129 W微波照射,测出瓦坯的出水量;然后通风3 h,用250 W微波照射,测出坯体的出水量。实验表明,在无通风条件下,照射1.9 MJ的微波,出水量为35 g;若通风,在0.6 MJ(1.9 MJ的1/3条件下,其出水量就能达到35 g,即可推定干燥室内通风时出水量提高2倍。实验结果见表1,由此可见,微波干燥时干燥室内的通风很重要。实验中,坯体未出现裂纹和变形,也未产生爆裂,出水量约为150 g。若再持续微波干燥,瓦坯可干燥至所定的5%含水率。该干燥实验获得的干燥特性曲线见图2。
2.2 实验2
实验中,干燥室通风,用250 W微波照射10 h,坯体未出现裂纹或爆裂,出水量为259 g,微波照射能为9 MJ。实验结果见表2。
2.3 实验3
实验中,干燥室通风用250 W微波照射2 h,测出的出水量为219 g;然后直接用1 kW微波照射15 min,再放出49 g水。微波照射能与坯体出水量的干燥特性关系曲线图见图3。可以看出照射能约4.5 WJ,出水量为268 g,其能耗仅为实验2的1/2,就达到约等量的出水量。微波总照射时间为2.15 h,实现了短时间干燥。若加快干燥,照射强微波,还可缩短干燥时间。这意味着随着干燥的进行,逐步增大照射微波功率,可进一步缩短干燥时间。确认干燥程度的方法是测定坯体的质量变化和表面温度。实验结果见表3。
2.4 实验4
对含水率高的坯体进行干燥实验。干燥室通风的同时用400 W微波照射1 h,接着升至500 W照射30 min,测定坯体质量,确定出水量为32 g,然后直接升至1 kW,照射10 min,测得出水量为33 g。即便在这样的实验中,坯体也不会出现裂纹和爆裂。该实验获得的干燥特性曲线图见图4,其结果证实了实验3的结论。实验4结果见表4。
除上述各试验外还进行了微波与坯体裂纹的相关性试验。试验中使用含水率接近上限的22%～25%的坯体,照射500 W微波20 min,出现裂纹。图5为该实验获得的微波与坯体裂纹形成的曲线图。图5表明,初始阶段照射微波为400 W,干燥良好,未出现裂纹。与实验3比较,照射约500 W微波,坯体在黏土成型含水率变动范围内时也顺利干燥,也不会产生裂纹。
3 结语
除用微波照射干燥黏土制品外,同时给干燥室内供入空气,并排出室内空气,将坯体蒸发的水蒸气排出室外,则可大幅缩短干燥时间。
在干燥初始阶段使用弱微波,此后使用强微波,可进一步缩短干燥时间。干燥后期即使使用强微波,也不会产生裂纹和变形,从而进一步提高微波干燥系统的干燥效率。
使干燥室内部分空气循环,可减小室内空气温度变化,减轻微波加热对黏土坯体表面状态的影响。
微波烧结 篇3
陶瓷结合剂超硬复合材料[1]是目前发展较迅速的一种超硬复合材料,具有强度高,耐热性能好、切削锋利、磨削效率高和不易堵塞等优点。但由于目前陶瓷结合剂主要采用低熔点的氧化物,其具有脆性较大和耐冲击性差等缺点,导致国内金刚石磨具没有得到广泛应用。为了使现有的超硬材料磨具性能有所突破,需要研制新型的高性能陶瓷材料替代低性能的传统陶瓷结合剂。三元层状化合物Mn+1AXn相(其中M为过渡族金属元素;A为主族元素,主要为ⅢA和ⅣA族元素;X是C或N元素,n取值1~3,简称MAX相)是一种重要的新型陶瓷材料[1,2],包括Ti3SiC2、Ti3AlC2、Ti2AlC和Ti2SnC等几十种材料,具有金属与陶瓷的许多优良的性能。同金属一样,Mn+1AXn材料具有良好的导电性和导热性,对热冲击不敏感,高温时有良好塑性行为;同传统陶瓷一样,具有良好的抗氧化性和较高的熔点,而且具有较高的断裂韧性,同时具有良好的可加工性,因此,在民用和军工领域均有广阔的应用前景,许多研究者开展了对该体系材料制备及表征的工作[3,4,5,6,7]。因此,相比传统的氧化物陶瓷结合剂,作为超硬材料的结合剂具有优异的可加工性能、优良的抗热冲击性、高耐火度、高断裂韧性和高强度等优点,可极大地改善陶瓷结合剂超硬材料复合材料的使用性能。近几年,有许多研究者开展了制备与表征MAX相-金刚石复合材料的工作。Jaworska等[8,9]采用高压烧结制备了Ti3SiC2(20%~40%)/金刚石聚晶材料,研究表明Ti3SiC2与金刚石结合良好,并具有良好的耐磨性。笔者在先前的研究[10]中采用Ti、Si、TiC、金刚石磨料为原料,通过放电等离子烧结(SPS),制备了Ti3SiC2-金刚石复合材料。金刚石与基体结合紧密,同时其表面生长着发育良好的Ti3SiC2板条状晶粒。文献[11]在Ar气氛保护下,以钛粉、硅粉、石墨粉和金刚石粉为原料,采用无压烧结技术制备Ti3SiC2-金刚石复合材料。最近,文献[12]通过放电等离子烧结技术制备了Ti3SiC2和Ti3AlC2复合cBN材料,烧结后cBN与基体反应形成过渡相,从而形成一种核壳结构。
微波烧结是一种新型的烧结技术,具有升温速度快、能耗低和反应时间极短等优势。已有人采用微波烧结技术合成了Ti3SiC2[13,14]和Ti3AlC2[15]材料。但到目前为止,还没有采用微波烧结技术制备MAX-cBN复合材料的报道。本工作首次采用cBN粉体为原料,通过微波烧结技术制备以Ti3SiC2或Ti3AlC2相为代表的MAX相结合剂cBN复合材料,研究cBN含量对该复合材料的显微结构与物相组成的影响,探讨相关相界面形成机制。
1 实验
1.1 材料制备
实验原料为Ti3SiC2粉(纯度高于98%,粒度为10μm,北京互通网艺商贸有限公司生产),cBN颗粒(河南黄河旋风股份有限公司生产)的平均粒度为100μm。按不同的原料配比称量好粉体后,放入球磨机中混料3h,使其混合均匀。把混合粉末倒入直径为15mm的钢质模具中,在100 MPa压力下压制成厚度约为5mm的坯体,再放入微波烧结炉中,在1500 ℃保温1h(氩气保护下),最终得到MAX-cBN复合材料样品。
1.2 分析与检测
使用Rigaku UltimaⅣ转靶XRD仪(采用CuKα 辐射)对合成的MAX-cBN复合材料进行物相分析。用老虎钳掰断试样,得到新鲜的试样断口,用Fei Quanta250FEG场发射扫描电镜(电压30kV,最高放大倍数106)结合能谱仪研究和分析材料的显微组成和微区成分。
2 结果与分析
2.1 复合材料的物相组成与形貌
图1为Ti3SiC2-cBN复合材料的XRD图。原料中cBN含量分别为10%和20%。
如图1 所示,试样烧结后得到了SiC、TiSi2、TiC、TiO、TiO2、SiO2。XRD结果表明Ti3SiC2材料发生了分解反应,分解后的产物又与氧发生了化学反应,生成了氧化物。这主要是由于体系的真空度不高,引入了微量的氧,导致Ti3SiC2在一定程度上发生了氧化。
对于含20%cBN的试样,具体的化学方程式为:
此外,从图1 可明显地观察到含10%cBN的试样中Ti3SiC2几乎完全分解,其衍射峰十分微弱。同时,cBN的衍射峰强度也非常微弱,而且形成了TiB2、TiN与Ti(C,N)。对于含10%cBN的试样,还发生了如下反应:
这些结果都充分地表明了一点,即当cBN含量较少时,它可以与Ti3SiC2或其分解产物充分地反应,形成相应的氮化物或碳氮化物,从而显著促进Ti3SiC2的分解。而当cBN含量较多时,则会起到抑制Ti3SiC2分解和cBN转变的作用。
图2为含Ti3SiC2-cBN(10%)试样的断口形貌。
从图2(a)可观察到试样的断口中有许多cBN颗粒,试样的组织有许多细小的孔隙,这主要是由于烧结温度还不足够高,不足以使试样烧结致密化。从图2(b)可见cBN与基体之间是典型的机械接触,没有很好的结合,二者之间有很多孔隙。从图2(c)可见cBN表面并不光滑。这可能是由于发生了化学反应,从而使其表面形成少许产物,导致其表面显得凹凸不平。图2(d)为结合剂部分的典型形貌。从图2(d)可以观察到试样呈明显的团聚状,图1结果表明材料的物相组成为TiN、TiB2和Ti(C,N)等物质,这些物相都是颗粒状组织,从图2(d)看,这些晶粒发育还不是很好。
图3为Ti3SiC2-cBN(20%)试样的断口形貌。试样的宏观形貌(见图3(a))和金刚石-基体间的结合状态(见图3(b))与cBN(10%)试样的结果基本一致。cBN表面也粘附着少量物质。放大cBN的表面(见图3(c)),可以发现cBN的表面形成了许多微小的颗粒,对这些组织进行能谱分析,结合XRD可知,这些组织为TiB2、TiN与Ti(C,N)。这表明在该试样中cBN表面形成了良好的涂层组织结构。图3(d)为Ti3SiC2基体组织部分的典型形貌。从图3(d)可以观察到各种晶粒组织都非常细小,较小的晶粒约0.5μm,较粗的晶粒约4μm。这主要是由于微波烧结独特的烧结特性,容易获得细晶的组织。
图4为结合剂为Ti3AlC2烧结后的试样的XRD图。如图4所示,试样反应后得到了Ti2AlC、TiC、Ti、Al、Al2O3。XRD结果表明Ti3AlC2材料发生了分解反应,分解后的产物又与环境中微量的氧发生化学反应,生成了氧化物。
具体的化学方程式为:
与Ti3SiC2结合剂试样正好相反的是,当cBN含量较高时,Ti3AlC2分解较为严重。
图5 为含Ti3AlC2-10%cBN试样的断口形貌。 从图5(a)可观察到试样的断口致密程度要比Ti3SiC2-10%cBN试样的略好些。从图5(b)可见cBN与基体之间结合较好。从图5(c)可见cBN表面很光滑。这表明其与基体反应较少,与XRD结果相一致。图5(d)为结合剂部分的典型形貌,可以观察到呈明显的细小的团聚颗粒,粒径为1~3μm。
图6为Ti3AlC2-20%cBN复合材料的断口形貌。
从图6(a)可观察到试样的断口中有许多cBN颗粒,试样的组织中有许多细小的孔隙,这主要是由于烧结温度还不够高,不足以使试样烧结致密化。从图6(b)可见cBN与基体之间是典型的机械接触,二者之间有明显的孔隙,没有很好的结合。cBN表面也粘附着少量物质。放大cBN的表面(见图6(c)),可以发现cBN的表面有许多小凹坑,这表明cBN发生了显著的反应,受到一定侵蚀。图6(d)为结合剂部分的典型形貌。从图6(d)可以观察到各种晶粒组织都非常细小,晶粒大小为1~2μm。
2.2 反应机制研究
通过以上研究可知,Ti3SiC2和Ti3AlC2在微波烧结过程中均发生了一系列的分解反应,生成了多种物相。由于反应体系有微量氧,这些分解后的物相又发生了氧化反应,生成了不同氧化物。
常压及惰性气体保护下cBN的热稳定性约为1300 ℃,超过该温度,部分cBN会发生相转变。虽然Ti3SiC2化学稳定性较好,在惰性气体保护下热稳定性温度超过1500 ℃,但从图1-图3的结果可见,cBN的存在导致Ti3SiC2发生了分解。对于Ti3SiC2-cBN体系材料,Ti3SiC2发生分解反应形成Ti3C2与Si。而Ti3C2处于一种亚稳态,在高温下易分解生成TiC和Ti。而Ti则会与cBN反应形成TiB2、TiN与Ti(C,N),同时反应后的产物又不同程度地发生氧化反应。
对于Ti3SiC2-cBN体系,当cBN含量较少时,它可以与Ti3SiC2或其分解产物充分地反应,形成相应的氮化物或碳氮化物,从而显著促进Ti3SiC2的分解。而当cBN含量较多时,则会起到抑制Ti3SiC2分解和cBN转变的作用。
Ti3AlC2-cBN试样的情况也类似,但由于材料本身的特性,导致结果具有明显的差异。Ti3AlC2的热稳定性比Ti3SiC2差很多。在保护气氛下,它的热稳定性温度也很低,为1200~1300 ℃。因此在本研究的2个试样中,Ti3AlC2均完全分解,生成了Ti2AlC等产物。而Ti3SiC2试样中,含20%cBN的样品中,Ti3SiC2仍是主相,分解并不完全。
尽管Ti3AlC2试样分解产物中Al更易与cBN反应,但是由于反应体系中存在微量的O2,Al与O2反应形成氧化铝,消耗了大量的Al,因此Ti3AlC2-cBN试样反应产物中cBN并没有与基体充分反应,同时由于其抗氧化性较好,导致它并没有发生明显氧化,如图5(c)所示,其表面非常光滑。
除此之外,两种试样的MAX相基体分解状况正好相反,Ti3SiC2-10%cBN和Ti3AlC2-20%cBN试样反应较严重。这可能是由于Ti3AlC2分解后产物中的Al与cBN比较充分的反应造成的。而Ti3SiC2及其分解产物与cBN易反应程度不如Ti3AlC2,因此当Ti3SiC2含量较多时,其基体组成仍为Ti3SiC2。
3 结论
(1)Ti3SiC2-cBN试样烧结后得到了SiC、TiSi2、TiC、TiO、TiO2、SiO2。cBN添加量为10%的复合材料中Ti3SiC2分解较为严重。试样烧结后基体组织比较细小,只有几微米大小。当原料中cBN含量为20%时,cBN表面会形成凹凸不平的组织。
微波烧结 篇4
传统WC-Co硬质合金因其特殊的性能 (如高耐磨性、高硬度等) 在切削刀具、模具、矿山开采等领域得到了较好的应用[1]。但是传统WC-Co硬质合金存在着脆性较大、加工软化、韧性差和崩刃等问题, 使其在矿山开采、地质勘探等特殊领域的应用受到影响。
有研究[2]表明, 硬质合金的硬度、强度和耐磨性随着WC粒度的减小而增加, 据文献[3]报道, TiC作为硬质合金晶粒生长的抑制剂, 与ZrC、NbC及TaC相比, 能明显抑制WC晶粒生长并减小WC粒度范围, 提高合金的力学性能;且TiC的硬度比WC高, 因而WC-TiC-Co硬质合金的硬度普遍高于WC-Co硬质合金的硬度[4,5]。
微波烧结与常规 (真空和氢气氛等) 烧结相比具有加热均匀、极快的加热和烧结速度、降低烧结温度、高效节能、细化材料晶粒和提高材料性能等一系列优点, 被誉为向传统陶瓷烧结方法挑战的“新一代陶瓷烧结技术”[6,7], 具有良好的应用前景。近10年来金属和陶瓷微波加热是研究的热点[8]。到目前为止, 国内外关于微波烧结硬质合金报道不多, 如美国宾夕法尼亚州立大学的Dinesh Agrawal教授研究了纳米WC-Co微波烧结[9], 国内易健宏[10]和刘伟波[11]等对微波烧结制备硬质合金有过研究报道。笔者[12,13]最近研究了微波烧结制备WC钢结硬质合金和TiC钢结硬质合金。
目前研究集中在TiC添加量较多时对硬质合金的影响, 而添加少量细晶粒TiC的研究报道尚少, 且未见微波烧结制备不同TiC含量WC-Co硬质合金的研究报道。本研究通过粉末冶金法制备粉体, 微波烧结制备WC-TiC-Co硬质合金, 研究TiC含量对硬质合金组织和性能的影响。
1 实验
用粉末冶金法微波烧结制备碳化钨钢结硬质合金主要步骤分为球磨混粉、压坯压制、微波烧结和热处理4部分。表1为4种不同合金成分的配比。
按照表1的成分组成进行混合粉末配比, 在行星式球磨机中球磨, 球磨钢球直径5~10mm, 球磨时加入酒精防止氧化, 钢球与粉料的质量比为6∶1, 转速为200r/min, 球磨时间为6h。球磨后混合合金粉干燥后, 在自制压力计上预压成型, 再在300MPa的压力下保压1min, 最后将金属压坯放入微波炉中烧结。先将微波烧结炉抽真空, 待腔室真空度小于5Pa, 充入高纯氩气后以20℃/min速率升温, 于1360℃保温20min后随炉冷却。
注:TiC颗粒平均粒径约为3~5μm, WC颗粒平均粒径约为30μm
采用D8ADVANCE型X射线衍射仪测定试样的相结构, 阿基米德排水法测定试样的相对密度, 金相光学显微镜观察试样显微组织, MC010型硬度计测定试样洛氏硬度, WDW-50型微机控制电子万能试验机测定试样的抗弯强度。
2 结果与讨论
2.1 X射线衍射物相分析
图1为1360℃烧结、0.5%TiC的试样烧结前后的X射线衍射图。
由图1可知, 0.5%TiC的烧结前试样由Co和WC两相组成, 经1360℃微波烧结后试样由Co3W3C和WC两相组成, 说明烧结过程中发生了相变, 产生了新相。加入的TiC由于含量过少, 未能在XRD图谱中显示。
1360℃微波烧结是液相烧结, 且产生相变反应, 生成的新相η相 (Co3W3C) 弥散分布在基体中, 起到弥散强化作用, 提高合金的强度和硬度, 液相烧结时流动性得到极大提高, 颗粒间的润湿性大大提高, 溶入合金的孔隙中, 使合金的致密化程度大幅提高, 从而改善合金组织和提高合金力学性能。
2.2 TiC含量对硬质合金微观组织的影响
图2为不同TiC含量硬质合金烧结态金相图, 可看到晶粒间有明显晶界, 随着TiC含量的增加, 硬质合金的晶粒逐渐变得细小, 0%TiC试样晶粒较粗大, 0.5%TiC试样晶粒明显细小, 但仍存在少量大晶粒, 而1.0%TiC主要以细晶粒为主。这是因为TiC颗粒大部分都在晶界处聚集, 晶粒长大时, 当晶界的迁移遇到TiC微粒时会受到阻碍, 晶界受到其钉扎作用, 降低了晶粒长大的速率, 且晶粒长大到一定尺寸后停止。同样, 长时间球磨也会使颗粒细化, 对细化合金晶粒也有一定促进作用。但TiC含量太高, TiC除在晶界处聚集外, 还会在晶粒其他地方聚集, 如1.5%TiC硬质合金的显微组织 (图2 (d) ) 中可以看见明显的颗粒集聚, 显然TiC颗粒在这些地方聚集会严重影响烧结质过程中合金的致密化, 从而影响其力学性能。
2.3 TiC含量对硬质合金相对密度、硬度和抗弯强度的影响
图3 (a) 为TiC含量与硬质合金相对密度的关系图。由图3 (a) 可知, 未添加TiC时, 硬质合金相对密度只有96.5%;添加TiC后, 硬质合金相对密度上升;当TiC含量为1.0%时, 硬质合金相对密度已经非常高, 达到99.3%;继续增加TiC含量至1.5%时, 硬质合金相对密度缓慢降低至99.1%。
图3 (b) 、 (c) 分别为TiC含量与硬质合金硬度和抗弯强度的关系图。从图3 (b) 、 (c) 可以看出, 添加TiC后硬质合金的硬度和抗弯强度均比未添加TiC的硬质合金高, 且TiC含量与硬质合金的硬度和抗弯强度存在一定的规律, 即先增大后减小, 其中0.5%TiC时硬度达到最大值, 1.0%TiC时抗弯强度达到最大值。其原因是:首先, 添加适量的TiC颗粒有利于提高硬质合金的致密化程度。本实验采用的TiC颗粒平均粒径为3~5μm, 而WC颗粒平均粒径约为30μm, TiC颗粒的粒径远小于WC, 在此条件下, 添加适量的TiC颗粒有利于提高硬质合金的致密化程度 (因为细小的TiC颗粒在复合粉末球磨和压制成型过程更易于填充到孔隙中, 促进硬质合金的致密化) 。其次, TiC颗粒大部分聚集在晶界处, 可以强烈阻止晶粒长大, 而晶粒越细小可以促进烧结致密化, 合金越致密其硬度和抗弯强度越高。但当添加过多的TiC颗粒时, 在烧结过程中TiC除在晶界处存在外还在晶粒其他地方易集聚一起, 影响硬质合金的致密化 (如图2 (d) 所示) , 而且如果TiC的加入量超过其在Co相中的室温溶解度而小于烧结温度的溶解度, 部分TiC在烧结冷却后将以 (Ti, W) C的游离形式析出, 且容易偏析, 游离的 (Ti, W) C固溶体晶粒尺寸大于WC晶粒尺寸, 且不可能完全分布在WC相界上, 与硬质相WC相比这些游离相是弱相, 从而导致其硬度和抗弯强度下降[14]。
3 结论
(1) 1360℃微波烧结为液相烧结, Co与WC会发生反应生成Co3W3C, 这些新相弥散分布在WC基体中, 起到固溶强化和弥散强化作用。
微波烧结 篇5
固体氧化物燃料电池 (SOFC) 是一种与传统发电方式有着本质区别的能量转换装置。SOFC直接将燃料 (氢气、天然气、煤气、生物质气) 和氧化剂 (空气、氧气) 中的化学能转换为电能, 不经过燃烧等中间环节, 清洁、高效, 因此被誉为21世纪的“绿色能源”[1,2,3,4]。
为了组建大功率的发电系统, 须用连接材料将多个SOFC单电池串联相接组装成电池堆。但是现阶段, 在将SOFC单电池发展成电池堆的过程中还存在一些材料上的严重障碍, 其中一个主要障碍就是连接材料。在SOFC电池堆中, 连接材料 (连接体) 将一系列的单电池串联起来, 为从一个单电池阳极到另一个单电池阴极的电流传输提供通道, 同时将电池堆中相邻单电池间的燃料气与空气分隔开来。因此, 在燃料电池的操作和制备条件下, 连接材料必须满足一系列特殊的性能要求, 例如, 必须能同时在氧化和还原性气氛中保持稳定、具有良好的气密性、在SOFC运行条件下有足够高的电子电导和可以忽略的离子电导性能等[1]。由于连接材料的工作环境异常苛刻, 现在只有极少的氧化物体系有望能够成为SOFC的连接材料。
LaCrO3 体系的钙钛矿型氧化物在氧化和还原性气氛下均具有良好的化学和热稳定性、较高的电子电导性能, 因此是最有希望的 SOFC 陶瓷连接材料, 已受到广泛的关注[5,6,7,8]。但这类材料仍存在在空气中烧结活性差、中低温度下电导率低等缺陷。高的烧结温度使得难以与其它电池组件采用廉价的共烧工艺来制备致密连接材料薄膜, 因此必须将烧结温度降低至电池共烧温度附近 (一般为1400℃) , 这正是当前陶瓷连接材料急待研究解决的难题之一。目前, 除了普遍采用的掺杂低价元素来 (如A位掺杂 Ca 或 Sr[1,2]) 提高电导和改善其烧结性外, 还发展了一些提高连接材料烧结性能的工艺方法: (1) 采用大比表面积的高活性粉体[9,10]; (2) 在还原性气氛下进行烧结, 随后再进行氧化处理以恢复其高的电导率[11]; (3) 添加烧结助剂, 如氟化物[12]、Bi2O3[9]等; (4) 采用非化学计量比[7,13]。
与其它工艺方法相比, 采用高活性粉体更具有明显的技术优势, 如没有引入异类元素、不会因产生杂相对电池形成污染等。本实验采用一种新的微波辅助溶胶-凝胶工艺 (Sol-gel process) 来制备 La0.7Ca0.3CrO3-δ高活性粉体, 研究该粉体的烧结和电导性能, 并详细探讨粉体预烧温度对上述性能的影响规律。
1 实验
1.1 试样制备
本实验利用微波辅助的溶胶-凝胶工艺来合成 La0.7-Ca0.3CrO3-δ超细粉体。所用原材料为分析纯的氧化镧 (La2O3) 、硝酸铬 (Cr (NO3) 3· 9H2O) 、碳酸钙 (CaCO3) 、稀硝酸、柠檬酸和聚乙二醇。按照 La0.7Ca0.3CrO3-δ的化学计量比分别称取 La2O3、Cr (NO3) 3· 9H2O 和 CaCO3, 用稀硝酸将其溶解, 搅拌, 按金属阳离子与柠檬酸根离子物质的量比为1∶1加入柠檬酸, 磁力搅拌并加热使其充分反应和络合, 形成稳定溶胶。在络合反应进行之前加入聚乙二醇作为分散剂, 加入量为柠檬酸质量的1.2倍。将溶胶转移至一台家用微波炉中间断加热, 混合液体逐渐变粘稠, 进一步加热脱去水分, 形成疏松的干凝胶。此时继续加热, 干凝胶会发生自燃烧反应并形成黑色的粉末前驱体。将所得的粉末前驱体研磨粉碎后置于马弗炉中, 分别在 700℃、800℃、900℃、1000℃和1100℃煅烧2h, 去除残留的碳。
将在不同温度下煅烧的粉体分别置于球磨罐中, 以酒精为介质球磨24h, 干燥后, 在单轴油压机上 360MPa的压力下压制成条形坯体 (50mm×5mm×2mm) 。样品坯体在空气中 1400℃烧结4h, 升温速率在 550℃之前为 1℃/min, 550～1400℃为2℃/min, 于最终温度保温4h后自然炉冷至室温。
1.2 性能表征
用Philips PW 1730 X衍射仪 (Cu Kα) 分析合成粉体和烧结样品的物相。按Archimedes排液法测量样品的实际密度 (按照GB1996-80中规定的“多孔陶瓷显微气孔率、容重实验方法”进行测量) 。采用KYKY 1010B型 (China) 扫描电镜观察烧结样品的断面形貌。使用四端子法 (H.P. multimeter, Model 34401) 在空气气氛下测量样品的电导率, 测量温度区间为500～850℃。
2 结果与讨论
2.1 粉体表征
图1为使用微波辅助Sol-gel工艺制备的La0.7Ca0.3-CrO3-δ粉体在不同温度下煅烧2h后的XRD图谱。XRD衍射结果显示所有粉体均呈现钙钛矿结构, 但部分粉体中出现了少量的CaCrO4第二相。文献[5,8]显示, 在650～1150℃煅烧后的La0.7Cr0.3CrO3-δ粉体中会出现脱溶出来的CaCrO4相, 本实验结果与上述文献报道的结果基本一致, 但出现第二相的温度范围较文献报道的窄。在700℃煅烧2h后, 粉体呈现完全的钙钛矿相, 没有明显的CaCrO4第二相;当煅烧温度在800～1000℃时, 粉体中出现了明显的第二相, 其中在900℃煅烧的粉体中第二相含量达到最高值 (衍射峰强度最大) ;而当煅烧温度继续升高, 达到1100℃后, 粉体又形成单一的纯钙钛矿相, 这是由于CaCrO4在空气中高温下分解为CaCrO3钙钛矿相。
上述实验结果表明, La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体中存在CaCrO4相的煅烧温度区间明显窄于文献报道的温度范围, 这是由于使用该微波辅助Sol-gel 工艺制备的粉体活性增强, CaCrO4更容易分解形成单一的纯钙钛矿结构。
在1000℃煅烧2h后所得粉体的粒度分布如图2所示。由图2可见, 即使在1000℃这个相对较高的温度下煅烧的粉体粒径分布仍然较窄, d50为0.91μm。
2.2 烧结样品的致密度
将分别在不同温度下 (700℃、800℃、900℃、1000℃、1100℃) 煅烧2h后的La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体制备成条形试样, 在相同的烧结条件下, 即1400℃空气中烧结4h, 烧结样品的相对密度与粉体煅烧温度之间的关系如图3所示。由图3可以看出, 用这种微波辅助Sol-gel工艺制备的La0.7Ca0.3-CrO3-δ粉体具备良好的烧结活性, 在不同温度下煅烧的粉体1400℃烧结后均获得了较高的相对密度。样品的致密度相对于粉体煅烧温度呈现先升后降的趋势, 在700℃煅烧的粉体烧结后的致密度最低 (89.5%) , 而900℃煅烧后的粉体表现出最高的烧结活性, 在1400℃烧结获得高达96.3%的相对密度。随着粉体煅烧温度的进一步升高, 样品的致密度又逐渐下降。
对LaCrO3体系的研究已发现, 当材料在空气条件下进行高温烧结时, 材料中的 Cr容易挥发并沉积在颗粒表面, 阻止颗粒之间的相互接触, 进而阻碍粒子间的扩散和粒子长大, 因此这类材料通常在空气气氛下很难烧结致密化[11,14]。超细粉体具备更大的活性表面, 因此具备更高的烧结性能。随着煅烧温度的升高, 粉体的粒径逐渐增大, 烧结活性相应降低。但根据Chakraborty等[8,15]的研究结果, 铬酸镧粉体中少量的CaCrO4第二相在烧结过程中会产生液相烧结, 有利于形成致密的烧结体。本实验中, 在900℃煅烧的 La0.7-Ca0.3CrO3-δ粉体中含有最多CaCrO4第二相 (见图1) , 更有利于粉体的致密化烧结, 因此烧结体的致密度最高。图4为900℃煅烧2h后的 La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体在1400℃致密化烧结后的样品断面SEM照片。由图4可以看出, 晶粒粒径为3～5μm, 晶界平直化, 无明显气孔等缺陷存在, 这种显微形貌特征表明材料已经完全烧结致密。应当指出, 即使是在1100℃的较高温度下煅烧2h的粉体, 1400℃烧结后仍然获得了93.8%的高致密度, 表明用该微波辅助sol-gel法制备的La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体具备优良的烧结性能。
2.3 电导率
图5为在不同温度下煅烧的La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体烧结后 (1400℃空气中烧结4h) 样品的电导率-温度关系曲线。由图5 (a) 可以看出, 样品的电导率均随温度的升高而增加。但由于样品致密度存在差异 (如图3所示) , 粉体于900℃煅烧时, 烧结样品的致密最高, 因此电导率具有最大值, 850℃时达到63.6S/cm, 即使在500℃也能达到53.5S/cm, 远高于文献[10]报道的La0.7Ca0.3CrO3-δ电导率数值 (22.3S/cm, 800℃) 。相对于公认的对于连接材料的最低电导率要求1S/cm[16], 用该微波辅助sol-gel法制备的La0.7Ca0.3CrO3-δ样品具备优良的电导性能, 完全能够满足作为中温燃料电池 (IT-SOFCs) 连接材料的使用要求。
将图5 (a) 的电导率-温度关系曲线转换成图5 (b) 的ln (σT) -1000/T关系曲线 (σ为电导率, T为绝对温度) , 可以看出在773～1123K, ln (σT) 与1000/T呈现良好的线性关系, 符合由小极子导电理论所推导的公式:
式中:A为常数, k是Boltzmann常数, Ea为材料电子传导的活化能。这表明材料的电子传导是由在Cr位的带电小极化子Cr·Cr的电子跳跃来实现的, 与文献报道一致。由图5 (b) 中直线的斜率可以计算出 La0.7Ca0.3CrO3-δ在空气中的电导活化能为11.2kJ/mol。
3 结论
(1) 利用微波辅助的Sol-gel工艺成功合成了粒径分布集中的La0.7Ca0.3CrO3-δ超细粉体。
粉体中的CaCrO4第二相含量与煅烧温度密切相关, 在900℃煅烧的粉体中第二相达到最高值。
(2) 使用该工艺制备的La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体具备良好的烧结活性。
900℃煅烧后的粉体烧结活性最高, 在1400℃空气中烧结4h可以获得高达96.3%的相对密度。
(3) 该工艺所制备的La0.7Ca0.3CrO3-δ粉体烧结后具有优良的电导性能。
850℃时可达63.6S/cm, 远高于文献报道值, 完全能够满足中温燃料电池的使用要求。
摘要：铬酸镧是最有希望的固体氧化物燃料电池陶瓷连接材料, 但存在空气中烧结活性差、中温电导率低等缺陷。利用微波辅助Sol-gel工艺成功制备了La0.7Ca0.3CrO3-δ高活性超细粉体, 粉体粒径分布集中, 900℃煅烧后的粉体在1400℃空气中烧结4h获得了高达96.3%的相对密度。烧结体具有优良的电导性能, 850℃达到63.6S/cm, 远高于文献报道值, 完全能够满足中温燃料电池 (IT-SOFCs) 的使用要求。