流延工艺（精选3篇）
流延工艺 篇1
0引言
B4C陶瓷因具有高硬度(50 GPa),高抗压强度(2854MPa)、高弹性模量(445 GPa)、低密度(2.52 g/cm3) 等[1]优良性能,被广泛应用于制造轻质防弹衣和军机、 坦克、军舰等防弹装甲材料[2],但是B4C陶瓷材料存在断裂韧性低[3],极大地限制了它的应用。在硬质陶瓷材料中引入高性能软质层制成层状结构可以有效地提高材料断裂韧性。流延法是制备层状复合材料的主要工艺[4]。
B4C陶瓷流延膜是由B4C粉、有机溶剂和有机添加剂组成,经球磨制得浆料,再将浆料流延、干燥后制得流延膜。分散效果是流延工艺的关键[5];浆料粘度则影响流延浆料的流动性和稳定性,进而决定流延膜的性能。优异的流延膜,在宏观结构上,厚度一致,表面平整光滑, 无划痕或裂纹;在微观结构上,流延膜的组分均一、致密、 无气孔及微裂纹,断面无分层[6]。性能优异的流延膜是制备高硬度、高强度和高韧性的层状复合陶瓷材料的必备条件之一。
1实验
1.1原料
B4C粉,粒度W1.5,牡丹江金刚钻碳化硼有限公司; 二甲苯和正丁醇[7],化学纯,上海久亿化学试剂有限公司; TX100,化学纯,西陇化工股份有限公司 ;EC M70,分析纯,上海山浦化工有限公司 ;PVB,航空级,国药集团化学试剂有限公司 ;DOP,化学纯,上海试剂一厂。
1.2样品制备
实验药品 的用量均 以B4C粉的量为 单位量。 首先,在35% 二甲苯和35% 正丁醇的混合溶剂中,加入TX100、B4C粉,球磨12 h(wt%)。然后,加入EC M70或PVB溶液,26 wt% DOP后继续球磨10 h。最后,滤出浆料,真空除泡30 min后流延。流延刮刀高度为1.0mm,流延速度为20 rad/min,30 ℃干燥3 ~ 6 h。
1.3性能测试
采用上海尼润智能科技有限公司SNB-2型旋转式粘度计测量粉料分散后的粘度 ;采用成都仪器厂NXS11B型旋转粘度计,表征流延浆料的流变曲线 ;日本JEOL公司JSM-6700E型场发射扫描电镜观察流延膜的表面和断口。
2结果分析与讨论
2.1分散剂含量对浆料粘度的影响
在流延浆料的制备过程中,分散剂发挥着减弱B4C粉团聚、使其稳定分散的作用,分散剂的加入量对维持流延浆料的稳定性至关重要,若无分散剂,B4C粒子将受自身的重力作用而迅速沉降。二次球磨前,浆料中有机添加剂只有TX100,浆料粘度能表征分散剂对B4C粉体的分散效果。由图1可知,浆料粘度随分散剂在浆料中用量的增加,呈先减小后增大的趋势。最低点即为最佳值, 当分散剂用量为0.6% 时,浆料粘度最低,分散效果最佳。 其原因主要是依附于粉料表面的TX100具有环状结构, 提供较大的空间位阻,进而使B4C粉分散。当超过最佳用量时,多余的TX100分子链发生缠绕,并通过桥接作用使粉料聚沉,反而降低分散效果。
2.2粘结剂种类及其含量对流延浆料流变性能的影响
EC和PVB均为长链聚合物,作为流延成型工艺的粘结剂,与常用增塑剂(如DOP)相溶,能赋予生坯良好的强度和柔韧性,在烧结过程中亦可完全燃烧。粘结剂可调节浆料粘度,延缓B4C粉沉降,过高的粘结剂含量, 降低了浆料的固相含量,流延成型适宜的浆料粘度一般为1000 ~ 2000 MPa·s。随着溶剂挥发,粘结剂相互靠近形成的空间网状结构,包裹离散状态的B4C粉,赋予流延膜强度。
图2分别为两种粘结剂含量对浆料流变曲线的影响。由图2可知,浆料粘度均随粘结剂用量增大而增大。图2 (a)中,当EC M70用量超过16% 时浆料的粘度值才适宜流延。图2(b)中,PVB用量超过12% 时,浆料均适合流延,PVB为12% 和13% 时,浆料流延曲线接近,但用量为12% 时,流延膜强度较小,故选择13% 为最佳用量。 (b)比(a)具有浆料更高的静置粘度,即浆料稳定性更好。 而EC M70做粘结剂时,浆料粘度比用PVB做粘结剂时低,这主要是由于EC M70溶解度低,溶解相同体积的粘结剂,需要引入更多溶剂,从而导致了浆料固相含量低, 即浆料粘度低,但在流延时,浆料流平性好,通过除泡和合适的干燥制度,也能制得性能优异的流延膜。
2.3B4C流延膜的微观结构
图3和图4分别为两种粘结剂制得的流延膜的表面与断面微观结构。由图可知,流延膜结构均匀、较致密, 粒子尺为1 ~ 2 μm,粘结剂在颗粒间联结,断面无明显密度梯度。其中图3(a)不及图4(a)表面平整和致密, 原因是EC M70做粘结剂,浆料固相含量低,影响其均一性。一方面溶剂的大量挥发,使留下的空隙难于被B4C粉和粘结剂的收缩完全填充,而留下气孔。另一方面, 流延膜更容易产生局部应力,在干燥过程产生更多缺陷。 提高浆料的固相含量,不仅能保证流延膜烧结后的致密性,也能减少因局部应力产生的结构缺陷。
3结论
(1)分散剂TX100最佳用量为0.6%、粘结剂EC M70的最佳用量为17.5% 或粘结剂PVB的最佳用量为13.0% 时 (wt%),制得的流延膜表面光滑、无裂纹 ;其微观结构均匀、致密。
(2)与EC M70比较,以PVB为粘结剂用量少, 流延浆料固相含量较高,浆料稳定性更好。
摘要：以碳化硼(B4C)粉为主要原料、二甲苯和正丁醇为二元溶剂、曲拉通X-100(TX100)为分散剂、邻苯二甲酸二辛酯(DOP)为增塑剂,分别以乙基纤维素(EC)M70和PVB为粘结剂,采用非水基流延法制备B4C陶瓷流延膜。研究了分散剂用量、粘结剂种类和用量对流延浆料粘度和流变性能的影响。实验结果表明,分散剂TX100的用量为0.6 wt%,粘结剂EC用量为17.5 wt%或粘结剂PVB用量为13 wt%时制得的B4C流延膜表面光滑、无裂纹、延展性较好;PVB作粘结剂的流延浆料稳定性更佳。
关键词：B4C陶瓷,流延膜片,非水基流延
流延工艺 篇2
除了基体材料的选择,制备工艺也是影响陶瓷电学性能的重要因素,传统固相法烧结温度高,很难得到组分和结构都很均匀的陶瓷,为了降低 烧结温度,常选择MgO作为助烧剂[5,6],由文献报道当MgO作为助烧剂以2% 摩尔配比掺杂Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3( BSZT) 时,能得到性能优异的Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3( BSZT) 陶瓷[7]。另一方面,流延工艺作为一种新型制备手段,能制备出面积大、厚度薄且平整的陶瓷片,由于其成本低、效率高、便于自动化生产受到广泛关注。研究发现用溶胶凝胶法制备的超细BST粉体( 粒径在50 ~ 100 nm) 能通过流延法制备出薄的陶瓷片[8],相比于干压法制备的陶瓷片,其性能更为优越[9]。本文主要研究流延工艺对Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3- 0. 02MgO陶瓷微观结构和电学性能的影响。
1 实 验
1. 1 仪器和试剂
实验仪器有旋转蒸发仪( YRE - 201D) ,巩义英峪予华; 集热式恒温加热磁力搅拌器( DF - 101S) ,巩义英峪予华; X射线衍射仪 ( DX - 2700,Cu Kα,λ = 1. 5406) ,丹东射线仪器;阻抗分析仪( HP4294) ,美国惠普; 衍射精度工作站,美国; 扫描电镜 ( Hitachi S - 4800) ,日本日立。
乙酸钡Ba( CH3COO)2( 99% ) ; 硝酸锶Sr( NO3)2( 99% ) ;五水硝酸锆Zr( NO3)4·5H2O( 98% ) ; 钛酸四丁酯C16H36O4Ti( 98% ) ; N - N亚甲基双丙烯酰胺; 丙烯酰胺; 偶氮二异丁腈;冰乙酸; 乙二醇; 蒸馏水; 所有药品均为分析纯级,由长征化玻提供。
1. 2 样品的制备和表征
将原料按照化学计量比Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3计算、称量。分别将Ba( CH3COO)2、Sr( NO3)2和Zr( NO3)4·5H2O溶于去离子水中,钛酸四丁酯溶于乙醇和乙酸的混合溶液中 ( 酸醇体积比1∶1) ,待原料全都溶解澄清之后混合,加去离子水定容,配制成浓度为0. 1 mol/L的Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3前驱体溶液,将其放在40℃的水浴锅中直至溶液澄清。将交联剂加到混合溶液中,继续在40℃的水浴锅中保温1 h,形成溶胶,之后再加入引发剂,同时升高温度至90℃ ,直至溶胶变为凝胶。用旋转蒸发仪将凝胶干燥为干凝胶。干凝胶经碳化后,加入脲素作为助烧剂在550℃预烧6 h,900℃烧结3 h,得到Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3陶瓷粉。将MgO粉体按照摩尔比2% 加入部分Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3陶瓷粉中,混合得到均匀的Ba0. 3Sr0. 7Zr0. 18Ti0. 82O3- 0. 02MgO粉体。
将陶瓷粉加到溶剂和分散剂中充分搅拌混合均匀,再加入交联剂和增塑剂充分混合形成均匀浆料。用流延法将浆料制备成流延膜,再将流延膜切割成型,通过叠层热压之后分别用加压板处理、脱泡处理、静水压处理三种不同流延工艺来制备陶瓷胚体,分别在1350℃ ,1380℃ ,1400℃ ,1420℃ ,1440℃烧结成瓷。
用上述仪器对所制备的陶瓷样品进行表面形貌分析,物相分析,并测量样品的介电损耗、相对介电常数以及电滞回线。
2 结果与讨论
2. 1 BSZT 陶瓷表面形貌及微结构的表征
图1是不同烧结温度下BSZT基陶瓷片和BSZT陶瓷粉体的XRD图谱,从图中可以看出,所有样品均表现出BSZT的立方相结构,嵌入的图片是陶瓷粉体的XRD图谱,由谢乐公式D =0. 89λ / ( βcosθ) 可知,粉体XRD峰的宽化表明粉体的粒径很小( ~ 50 nm) 。另外,陶瓷片尖锐的XRD峰表明其结晶度很好,其中掺杂MgO陶瓷片的( 111) 衍射峰向高角度方向移动,说明Mg2 +进入BSZT的B位,取代了 ( Ti,Zr)4 +,使得晶格常数变小,这主要是由于Mg2 +半径( 0. 057 nm) 比Ti4 +( 0. 065 nm) 和Zr4 +( 0. 072 nm) 半径小[10]。同时,在XRD图片中没有明显的MgO晶相存在,进一步说明Mg2 +成功进入BSZT晶格,取代了( Ti,Zr)4 +。但是在所有陶瓷片中都观察到了ZrO 2晶相,这可能是由于Zr4 +在晶格中已达到饱和,多余的Zr4 +不能进入晶格而以ZrO 2的形式存在。
ceramics sintered at different temperatures
图2是不同烧结温度下BSZT陶瓷和BSZT + 0. 02MgO陶瓷片的SEM照片,照片表明所有样品结晶性良好,与XRD图谱一致。其中 ( a) 、( b) 是BSZT陶瓷片,( c) 、( d) 是BSZT 0. 02MgO陶瓷片,( e) 、( f) 分别是BSZT和BSZT - 0. 02MgO陶瓷片的断面图。可以看出图2( b) 的晶粒生长比图2( a) 要充分,说明适当提高温度可以促进晶粒生长,减小气孔率,增加致密度。对比图2( c) 和图2( b) 发现,即使提高温度,图2( c) 的晶粒要小于图2( b) ,由文献报道Mg2 +取代 ( Ti,Zr)4 +会产生氧空位,氧空位的产生会在烧结过程中有利于物质传递从而促进晶粒生长[11]; 另一方面,在烧结过程中液相的MgO会聚集在晶界从而阻止了晶粒生长,因此在这里可以认为是MgO对晶粒生长的抑制作用大于Mg2 +取代 ( Ti,Zr)4 +的物质传递作用使得样品的晶粒减小; 另外图2( c) 中陶瓷晶粒有清晰的细密纹理,表明晶粒生长不够充分,通过延长保温时间应该可以消除这些纹理。从图2( d) 可以看出,过高的烧结温度会使晶粒融化从而导致晶粒过度生长。对比图2( e) 和图2( f) 可知,掺杂MgO的陶瓷片气孔率明显减小,但是其气孔尺寸较大,可能是由于烧结温度过高导致的。
2. 2 流延工艺对 BSZT 陶瓷电学性能的影响
制备工艺影响材料微观结构,微观结构的变化进一步改变陶瓷的电学性能。图3是不同烧结温度下BSZT - 0. 02MgO陶瓷介电性能随频率的变化,图3中所有样品都经过脱泡处理,分别在1400℃ ,1420℃ ,1440℃下烧结。从图3中可以看出烧结温度为1400℃时,陶瓷片具有较高的介电常数( ~ 700) 和低的介电损耗 ( ~ 0. 007,1 kH z) ,而且随频率的变化比较稳定,但当烧结温度大于1400℃时,特别是在1440℃烧结的样品,在频率低于1 kH z时,其介电损耗非常大且很不稳定。这可能是由于高的烧结温度促使晶粒异常长大,从而导致介电损耗大大增加。
by different tape - casting processes
图4是BSZT - 0. 02Mg O陶瓷经过不同流延工艺处理,在1400℃烧结,陶瓷片介电性能随频率变化的关系。由图可以看出流延工艺对陶瓷介电性能有很大影响,其中压板处理得到的介电常数最小,在频率小于1 k Hz时介电损耗却很大。对比静水压处理和脱泡处理,虽然脱泡处理得到的陶瓷介电常数更大,但是其介电损耗较大且不稳定。经过静水压处理的陶瓷在1 k Hz情况下,介电常数εr和损耗正切值tanδ分别约为640和0. 002,在10 k Hz时,tanδ达到0. 0002,这有利于提高陶瓷的击穿强度。因此,静水压处理能进一步改善陶瓷的介电性能。
图 5 BSZT - 0. 02MgO 陶瓷在不同烧结温度( a) 和不同制备工艺极化强度( b) 随电场强度的变化Fig. 5 The polarization dependence of field strength of BSZT - 0. 02MgO ceramics withdifferent sintering temperatures( a) anddifferent fabricating methods( b)
通过电滞回线可以直观地看出陶瓷的储电能力,以及陶瓷缺陷对电学性能影响。图5中( a) 和( b) 分别是不同温度和制备工艺下BSZT - 0. 02MgO陶瓷的电滞回线,可以认为介电材料的储能密度等于P - E回线图中极化轴和放电曲线围成的面积。从图5( a) 可以看出,在1400℃烧结的陶瓷表现出正常顺电相,其极化轴和放电曲线围成的面积比在1440℃下烧结的陶瓷要大,可以认为过高的烧结温度造成晶粒异常长大( 图2( d) ) ,使陶瓷中存在大量空间电荷,导致图中反常的顺电相。从图5( b) 中可以看出经过静水压处理的陶瓷得到的储能面积比用压板处理的陶瓷大,说明静水压处理更有利于提高陶瓷的储能密度,与陶瓷表现出的介电性能相一致。
εr: 介电常数; Eb: 击穿强度; ED: 储能密度。
储能密度与介电常数和击穿强度有关,而制备工艺影响着介电常数和击穿强度的大小,表1列出了陶瓷在不同制备方式下其电学性能的参数。可以看出: 适当提高烧结温度能提高纯相BSZT陶瓷的击穿强度; 相比于纯BSZT陶瓷,在陶瓷中掺杂MgO能提高陶瓷的击穿强度; 在1440℃烧结BSZT - 0. 02MgO陶瓷虽然经过脱泡处理,其击穿强度也低于在1400℃烧结的陶瓷; 静水压处理使在1400℃烧结的陶瓷的击穿强度从89. 6 kV /cm提高到233. 33 kV / cm。因此,我们可以认为BSZT陶瓷通过掺杂MgO粉体,经过静水压处理并在1400℃烧结可以得到优异的耐压性能,虽然我们还不能确定烧结温度1400℃是否为最佳烧结温度,但是我们已经知道通过流延工艺静水压处理可以显著提高击穿强度,对于以后的研究有重要的借鉴意义。对电介质材料来说,影响其击穿强度的主要因素有晶粒大小、粒径分布以及陶瓷内部的缺陷,其影响机制现在还存在争议。Shin B和A. J. Moulson认为气孔的局部放电是导致陶瓷击穿的主要原因,陶瓷内部气孔引起的集中电场,会引起局部放电导致陶瓷击穿[12,13]。因此可以认为通过静水压处理减小了陶瓷内部的气孔率,并增大了致密度,从而增加了陶瓷的击穿强度和储能密度,储能密度 从0. 116×106Jm- 3增大到1. 539×106Jm- 3提高了约13倍。
3 结 论
流延工艺 篇3
流延成型作为一种成型方法,广泛应用于陶瓷基片及多层结构材料制备中。浆料由溶剂、陶瓷粉体和添加剂(分散剂、粘结剂、塑化剂)等组成。目前流延工艺有非水系和水系两类。非水系的流延工艺已经比较成熟,制备的陶瓷坯片结构均匀、强度高、柔韧性好,便于切割和加工,在工业生产中己广泛应用。非水系流延成型采用大量有机溶剂,并严重污染环境,造成生产成本的提高。因此,研究以成本低、无毒、绿色环保为特征的水系流延技术已经成为不可逆转的趋势[1]。然而,水系流延仍存在一些有待解决的问题:(1)溶剂(水)对粉料的湿润性较差、挥发慢和干燥时间长;(2)浆料除泡困难;(3)流延成膜后陶瓷坯片柔韧性较差,容易出现裂纹缺陷,强度不高等[2]。
针对以上问题,本文采用水系流延成型方法制备99氧化铝陶瓷坯片,通过Zeta电位和粘度测试研究了p H值、分散剂含量对浆料稳定性的影响。对粘结剂与塑化剂的加入量与流延坯片性能的关系进行了研究。
1 实验部分
1.1 原料
采用日本昭和电工α-氧化铝粉体纯度大于99.5%,平均粒径为0.52um,比表面积6.4m2/g,分散剂采用聚丙烯酸(PAA,3000g/mol),粘结剂采用聚乙烯醇(PVA-1788),塑化剂采用聚乙二醇(PEG,200g/mol)。
1.2 实验方法
将氧化铝粉料、水和分散剂按一定配比混合,以氨水调节体系p H值到9.0,并进行第一次球磨,时间为24h,再加入粘结剂和塑化剂进行第二次球磨混合,然后加入除泡剂进行真空除泡,调节适合的刀口高度和流延速度在流延机上成型,随后对坯片进行干燥和脱膜处理获得流延坯片。将流延坯片冲裁后进行烧结。以1.0℃/min速度升温到600℃,在600℃保温2h排胶,以7.0℃/min速度升温到1650℃,在1650℃保温3h烧结,最后制得99氧化铝陶瓷基片。
1.3 性能测试
采用Zeta电位分析仪(Brookheaven Instruments Corp.USA)测量99氧化铝粉体悬浮液的Zeta电位;利用粘度计(NDJ-55,上海)测量99氧化铝悬浮液的粘度;流延坯片及其烧结体的微观结构采用扫描电子显微镜(SEM,JSM-6700F,日本电子公司)分析;利用阿基米得法测定基片密度。
2 分析与讨论
2.1 氧化铝颗粒的分散
(1)p H值对分散的影响
图1表明固含量为2vol%的Al2O3粉末悬浮液在添加分散剂前或后Zeta电位随p H值的变化关系。纯氧化铝的等电点位于p H为8.1附近,当p H值低于8.1时,Al2O3颗粒表面带正电;当p H值高于8.1时,Al2O3颗粒表面带负电。加入0.25wt%的PAA使等电点移到p H为4.7左右。PAA的加入使整个p H范围内的Zeta电位均有所下降。p H为9时的Zeta电位呈现最大的负值(-60m V),这是由于PAA离解后带负电,并吸附在粉体表面,使双电层变厚,静电排斥力增大,从而使悬浮液更稳定。
(2)分散剂用量对分散的影响
PAA是一种聚电解质,其电离度受溶液中p H值的影响,p H值越高,其电离度越大,PAA分子中所带负电基团(COO-)越多,这样使得吸附PAA的氧化铝颗粒的Zeta电位负的更多,增强了粉体颗粒间的静电排斥;另一方面,PAA又是有机高分子,被吸附在颗粒表面,使颗粒之间产生空间位阻稳定[3]。
图2所示,p H为9.0时,Al2O3陶瓷浆料的固含量为45vol%时粘度与分散剂PAA加入量的关系曲线。不加分散剂时浆料的粘度最大。当PAA的用量在0.5-0.6wt%时,浆料的粘度最低,分散性最好。呈负电性的聚电解质PAA吸附在Al2O3颗粒表面,使双电层变厚,Zeta电位绝对值增大,颗粒间的排斥力增大。此外,COO-基团间的排斥作用提高了吸附在粒子表面的吸附剂分子所占有的空间体积,使位阻稳定效应增大,从而浆料更均匀稳定;当分散剂用量继续增大时,浆料的粘度随分散剂用量的增大而增大。当分散剂加入量较小时,吸附剂分子不足以全部覆盖颗粒表面,空间位阻作用较小,粘度高,不稳定;当分散剂加入量过多时,Al2O3颗粒表面达到吸附饱和,多余的吸附剂分子分布于浆料中会相互交链而产生絮凝,从而使浆料的稳定性变差,粘度又明显回升。
2.2 流延坯片的分析
粘结剂的作用是增加流延带的强度[6]。当粘结剂的用量不够时,流延片将发生开裂;当粘结剂的用量过多时,流延带会有孔洞。图3是流延成型所得坯片断面的SEM照片。由图3可知,当粘结剂的用量为4.5wt%时,坯片端面粉体颗粒形貌较完整,粉体颗粒排列紧密、均匀,未见较大的孔洞,同时未见线团状的有机粘结剂,可见所加入的有机物已完全溶解的分子状态均匀分散在颗粒周围。
塑化剂PEG的加入可以降低粘结剂的玻化温度,提高坯片的柔韧性[6]。通过对PVA和PEG的用量及配比的使用,得到混合均匀,粘度和流动性适合的流延浆料。由图4可知,流延坯体强度高,柔韧性好,表面光滑平整,无缺陷。塑化剂的作用是增加坯体的柔韧性和可加工性,但同时也会降低坯体强度。当PVA和PEG的比例为1∶0.7时,流延坯片的柔韧性和强度两者的综合性能达到最佳。
2.3 坯片的烧结
流延坯片经过冲裁后,按照适当的排胶、烧成工艺可以制备出表面光滑的氧化铝基片。因为流延坯片中的有机添加剂较多,排胶的时间要长,升温速度要慢,而且排胶之后烧成时,升温速度也要慢,否则烧成的氧化铝基片则会出现开裂、针孔、凹坑等缺陷,其致密度也会降低。以1.0℃/min速度升温到600℃,在600℃保温2h排胶,以7.0℃/min速度升温到1650℃,在1650℃保温3h烧结,最后制得表面光滑、平整,致密度高的99氧化铝陶瓷基片。
图5为流延基片的微观结构。图5(a)为99Al2O3陶瓷基片的断面形貌,可以看出坯片的气孔率少,结构致密,沿晶界断裂,进一步说明烧结程度高,晶粒的强度高。图5(b)为Al2O3陶瓷基片的表面形貌,可以看出a-氧化铝晶体清晰,排列整齐,致密,表面光滑平整。同时运用阿基米德原理用排水法测得99氧化铝陶瓷基片的相对密度为99.5%。
3 结论
1)分散剂的量并非越多越好,实验表明,当p H值为9.0左右,分散剂用量为0.5-0.6wt%时,可以得到稳定的分散性好的氧化铝悬浮液。
2)当PVA和PEG的比例为1∶0.7时,流延坯片的柔韧性和强度两者的综合性能达到最佳。通过控制流延厚度和速度以及干燥工艺制得组分均匀、表面光滑、无裂纹、平整、强度高、柔韧性好的流延坯片。
3)在600℃保温2h排除有机物,在1650℃保温3h烧结致密化,得到表面光滑、平整,相对密度为99.5%的99氧化铝基片。
参考文献
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