Die Wirkung einer kleinen Menge SiO2 auf die Sinterkinetik von tetragonalen Zirkonoxid-Nanopulvern

Hintergrund

Es ist allgemein bekannt, dass Zirkonoxid durch eine breite Palette und Kombination von physikalischen und mechanischen Eigenschaften, wie z. B. hohe Bruchzähigkeit, wirklich bemerkenswert ist; hohe Festigkeit und Härte; Biokompatibilität; Ionenleitfähigkeit; Strahlungs- und Chemikalienbeständigkeit [1]. Viele Eigenschaften vereint in einem Material, Zirkonoxid. Dies ist aufgrund der Fähigkeit von Zirkonoxid zu Phasenumwandlungen möglich [2]. Zirkonoxid kann in drei Zuständen existieren:einem monoklinen Zustand, einem tetragonalen Zustand und einem kubischen Zustand. Diese Zustände können durch Zugabe von Additiven wie Y₂ . stabilisiert werden O₃ , MgO, CaO [3]. Yttriumoxid-stabilisiertes tetragonales Zirkoniumoxid (Y-TZP) ist als wichtige Strukturkeramik bekannt und wird für Produkte aus Schleifkörpern, den Lichtwellenleiterverbindern und Präzisionsteilen verwendet. In allen Fällen der Verwendung von Zirkonoxid-Nanopulvern muss der Hersteller von Keramikteilen die optimalen Druck-Temperatur-Zeit-Regime kennen, um dichte oder poröse Nanostrukturkeramiken zu erhalten. Der Vorteil von Nanopulvern ist die Möglichkeit der Niedertemperatursinterung und damit die Homogenität der Keramikstruktur. Es ist bekannt, dass die Granulometrie (Größe und Form der Partikel und die Größe der Aggregate und Agglomerate), die Phase und die chemische Zusammensetzung von Ausgangspulvern sowie die gleiche Agglomerationseigenschaft wie die „Härte“ der Agglomerate die Verdichtung und das Sinterregime bestimmen. Die Agglomeration wird durch Van-der-Waals-Kräfte zwischen den Partikeln bedingt. Sind diese Kräfte schwach, werden die Agglomerate als „weiche“ Agglomerate bezeichnet. Diese Agglomerate können in einem flüssigen Medium durch Ultraschall oder/und Zugabe von Dispergiermitteln leicht aufgebrochen werden. Im Gegensatz dazu führen starke Kräfte zwischen den Partikeln durch Hochtemperaturkalzinierungen oder falsche chemische Zugaben zu „harten“ Agglomeraten. In diesem Fall ist er zu hoch, um die Vorteile der nanoskaligen Primärkristallite zu nutzen. Die hohe Sintertemperatur führt bei Zirkonoxidkeramiken zu einer bimodalen Korngrößenverteilung und Phasentrennung. Die Verhinderung von harter Agglomeration ist eines der grundlegenden Ziele im Nanopulver-Syntheseprozess sowie eine einheitliche Partikelform und eine enge Größenverteilung [2].

Was die Additive betrifft, die die Struktur des Zirkonoxid-Nanopulvers beeinflussen (Al₂ O₃ , NiO, Cr₂ O_3, SiO_2, GeO₂ ) ist es möglich geworden, neue Keramiken mit spezifischen Eigenschaften zu erhalten. Der Einfluss verschiedener Additive auf die Sinterkinetik wurde von vielen Forschern untersucht [3,4,5,6,7]. Einer der bekanntesten Forscher auf dem Gebiet der Erforschung der Wirkung verschiedener Additive auf das tetragonale Zirkonoxid, Matsui, hat berichtet, dass das Silica-Additiv den Sinterprozess beschleunigt, da der Sintermechanismus durch die Zugabe von Silica von der Korngrenze zur Volumendiffusion verändert wird [ 3, 4].

In der vorliegenden Arbeit wird der Einfluss geringer Mengen von schwerlöslichem SiO₂ Additiv zur Kinetik der Sinterphase von Keramiken auf Basis von 3Y-TZP untersucht. Bei unserer bisherigen Untersuchung der Sinterkinetik von 3Y-TZP-Nanopulvern haben wir widersprüchliche Ergebnisse mit Nanopulvern erhalten, die im DIPE-Labor mit gleicher chemischer Zusammensetzung gewonnen wurden. Unsere Ergebnisse stimmten nicht mit den Ergebnissen von Studien überein, die an den TZ-3Y-Nanopulvern aus der Produktion der Firma Tosoh durchgeführt wurden. Der Grund für den Unterschied der vorherrschenden Sintermechanismen im Anfangsstadium wurde in unserer Studie identifiziert [8]. Es wurde geschlussfolgert, dass dieses Ergebnis auf den Einfluss der mechanischen Aktivierung auf die Pulverstruktur, die Phasenzusammensetzung und die Sinterkinetik von 3Y-TZP zurückzuführen ist.

Methoden

Für die Untersuchung wurde 3Y-TZP-Nanopulver (3 Mol% Y₂) ausgewählt O₃ -stabilisiertes tetragonales Zirkoniumdioxid), das in der DIPE der NASU (Ukraine) durch das Co-Präzipitationsverfahren erhalten wurde. Es wurde eine Chloridtechnologie und die Zugabe von 0,2 Gew.-% SiO₂ . verwendet um diese Nanopulver herzustellen. Die Präparationstechnik wurde ausführlich in Papier beschrieben [9]. Das Silica-Additiv wurde auf zwei Arten hinzugefügt:

1. 1)

   durch Co-Präzipitationsverfahren wurden die Nanopulver erhalten:mit und ohne Zugabe des Siliziumdioxids 3Y-TZP- 0,2 Gew.-% SiO₂; 3Y-TZP bzw.;

2. 2)

   durch das Mischverfahren wurden Nanopulver mit Kieselsäure und mit mechanischer Aktivierung für 4 und 8-stündiges Mahlen PMM4-3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ . erhalten und PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ (Die Abkürzungen PMM4 und PMM8 wurden für die Pulvernamen Mischen und Mahlen für 4 und 8 h markiert).

Um die Wirkung der Kieselsäure und die Wirkung der mechanischen Aktivierung zu trennen, wurden 3Y-TZP mit der gleichen Mahlzeit 4 und 8 h PM4-3Y-TZP und PM8-3Y-TZP erhalten (die Abkürzung PM4 und PM8 bedeutet Mahlen für 4 und 8 h).

Alle erhaltenen Nanopulver wurden bei 1000 °C innerhalb von 2 h kalziniert. In den letzten beiden Fällen wurden dann Nanopulver mechanisch in einer Planetenmühle gemahlen. Danach wurden alle Nanopulver bei 300 MPa gepresst und auf eine Temperatur von 1500 ⁰ . gesintert C mit unterschiedlichen Heizraten von 2,5, 5, 10 und 20 °C/min im Dilatometer (NETZSCH DIL 402 PC). Die Schrumpfungsdaten der gesinterten Pulverpresslinge wurden unter Verwendung eines Dilatometers erhalten, das unter Verwendung eines Standard-Al₂ . kalibriert wurde O₃ . Die Wärmeausdehnung jeder Probe wurde mit der Abkühlkurve nach der in [7, 9] beschriebenen Methode korrigiert. Die Schrumpfung erfolgte isotrop. Die Enddichte der gesinterten Proben wurde mit der Archimedes-Methode gemessen.

Die Eigenschaften aller Nanopulver wurden durch Röntgenbeugung (XRD) unter Verwendung eines Dron-3-Diffraktometers mit Cu-Kα-Strahlung bewertet. Anpassung und Analyse der XRD-Kurven wurden mit der Software Powder Cell für Windows Version 2.4 durchgeführt. Kristallitgrößen (d_XRD .) ) wurden aus der Linienverbreiterung der Röntgenbeugungspeaks unter Verwendung der Debay-Scherrer-Gleichung [10] berechnet. Die spezifische Oberfläche und Kristallitgrößen (d_BET ) wurden nach der Brunauer-Emmett-Teller (BET)-Methode am Gerät „SORBI-4“ gemessen. Die Nanopulverstrukturen wurden auch durch Transmissionselektronenmikroskop TEM (Jem 200A, JEOL, Japan) untersucht und die beobachtete durchschnittliche Partikelgröße wurde mit dem durch XRD erhaltenen Wert verglichen. Die Nanopulverstrukturbildung wurde mit den Methoden FTIR (Modell TENSOR 27, BRUKER) und TG-DTA (Modell Linses 1600, Deutschland) untersucht. Die Histogramme der Partikelgröße wurden aus den Messungen von 200-250 Partikeln in TEM-Bildern erhalten. Der Agglomerationsgrad (Agglomerationsfaktor) aller Nanopulver wurde wie in Veröffentlichungen beschrieben berechnet [2, 11, 12].

Die chemische Zusammensetzung und die EDX-Mapping-Analyse synthetisierter Materialien wurden durch energiedispersive Spektroskopie (EDS)-Analyse (JSM6490 LV JEOL, Japan mit EDX-Analysen, Oxford, England) überprüft. Die Mikrostrukturen der Keramiken wurden rasterelektronenmikroskopisch (JSM 6490LV JEOL) nach dem Polieren der Oberflächen sowie gebrochener Oberflächen untersucht.

Um die dilatometrischen Daten der anfänglichen Sinterphase zu analysieren, wurde die Standardtechnik mit konstanter Heizrate (CRH) verwendet [13,14,15]. Dieses Analyseverfahren ist nur für die Analyse des anfänglichen Sinterstadiums anwendbar (es beträgt nicht mehr als 4% der relativen Schrumpfung). In diesem Temperaturbereich beginnen sich interpartikuläre Kontakte zu bilden und zu wachsen, aber das Kornwachstum ist noch unbedeutend. Zur Bestimmung der Aktivierungsenergie beim Sintern wurde eine analytische Gl. (1) abgeleitet von Wang und Raj:

Hier, T ist die Temperatur; c – die Heizrate; ρ – die Dichte; F ’(ρ) – die Dichtefunktion als hängt von n . ab; K-die numerische Konstante – γ die Oberflächenenergie; Ω – das Atomvolumen; D – der Diffusionskoeffizient, k – die Boltzmann-Konstante, a – der Partikelradius; Parameter n und p sind die vom Diffusionsmechanismus abhängige Ordnung, Q – die Aktivierungsenergie und R – die Gaskonstante. Verwenden der Steigung S₁ des Arrhenius-Plots von ln[T(dT/dt)(dρ/dT)] gegen 1/T bei gleicher Dichte, der Q wird ausgedrückt als

Um den Parameter zu definieren, n wurde die Gl. von Yang und Cutler verwendet. (2). Dies half bei der Bestimmung des Sintermechanismus in der anfänglichen Sinterphase.

Hier gilt ΔL = (L₀ -L) ist die Längenänderung der Probe; c = dT/dt ist die Heizrate und D ₀ ist der präexponentielle Term definiert als D = D₀ exp(-Q/RT). Verwenden der Steigung S₂ des Arrhenius-Typ-Plots von ln[T ^2-n d(ΔL/L₀ )/dT] gegen 1/T wurde gefunden:

Wenn man bedenkt, dass wenn n = 1, dies bedeutet, dass der viskose Strömungsmechanismus dominiert. Wenn n = 1/2, dominiert der Volumendiffusionsmechanismus und wenn n = 1/3, der Korngrenzendiffusionsmechanismus dominiert.

Ergebnisse und Diskussion

Die Eigenschaften der Nanopulver sind in Tabelle 1 gezeigt. Die XRD-Spektren von Nanopulvern, die durch Misch- und Copräzipitationstechnik synthetisiert wurden, sind in Abb. 1 dargestellt Nanopulver. Und eine mechanische Aktivierung während 8 h führte zu einem leichten Anstieg der monoklinen Phasenmenge. Abbildung 1 bestätigt die Tatsache, dass Silica-Additiv nicht als separate Phase gefunden wurde, so dass angenommen werden kann, dass das Additiv im Falle einer gemeinsamen Fällung in einer so geringen Menge in die feste Lösung gelangt. Die Gitterparameter nehmen in Nanopulver 3Y-TZP-0,2 wt% SiO₂ . unwesentlich ab durch Co-Präzipitation erhalten, da der Siliziumdioxid-Radius (r (Si ⁴⁺ ) = 0,040 nm) ist kleiner als der Zirkoniumdioxidradius (r (Zr ⁴⁺ ) = 0,0720 nm). Bei mechanisch gemahlenen Nanopulvern mit geringem Siliciumdioxidanteil und ohne Siliciumdioxid wird die Abnahme der Gitterparameter wahrscheinlich durch das Mahlen verursacht (Tabelle 2).

Die XRD-Muster von Nanopulvern mit und ohne Siliciumdioxid-Additiv:1-PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂; 2 -3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂; 3-3Y-TZP; 4 - PM8-3Y-TZP

FTIR-Spektren der untersuchten Systeme sind in Abb.2 dargestellt. Im Bereich von 3700–3200 cm ^-1 und 1700–1300 cm ^-1 Es traten Absorptionsbanden auf, die Valenz- und Deformationsschwingungen von OH-Bindungen von Wassermolekülen bzw. Hydroxylen entsprechen, die auf der Oberfläche der Nanopartikel koordiniert sind. Die Absorptionsbanden im Bereich von 1200–1000 cm ^-1 hängen mit den Oberflächenschwingungen von Zr = O (OH) und SiOH-Gruppen zusammen. Die unter 1000 cm ^-1 . beobachteten Absorptionsbanden entsprechen Schwingungen Zr-O-Zr und O-Zr-O bindet Zirkonoxidgitter.

Die FTIR-Spektren von Nanopulvern:1-3Y-TZP; 2 - PM8-3Y-TZP; 3- PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂; 4- 3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂

Im Bereich der Streckschwingungen des Zr-O-Gitters verbindet sich eine Reihe von Bändern mit Frequenzen von 734 cm ^-1 , 590 cm ^-1 , 514 cm ^-1 , und 461 cm ^-1 erscheinen im IR-Spektrum der untersuchten Pulver. Für das ZrO₂ -3 Mol. % Y₂ O₃ Anfangssystem drei Peaks mit Frequenzen von 590 cm ^-1 , 514 cm ^-1 , und 461 cm ^-1 erscheinen im IR-Spektrum dieses Bereichs, was auf die Bildung einer überwiegend tetragonalen Phase in diesem System hinweist [16]. Für mechanische (Fräsen) und/oder chemisch (Einbringen von SiO₂ ) des modifizierten Oxidsystems, eine Absorptionsbande mit einer Frequenz von 734 cm ^-1 erscheint im IR-Spektrum, was der Zr-O-Bindung der im ZrO_δ . orientierten monoklinen Phase entspricht Polyeder, wobei δ gleich 4 oder 6 ist [16]. Eine Analyse des qualitativen Bildes des IR-Spektrums in diesem Bereich zeigt, dass sich das Verhältnis der Peakintensitäten ändert, die Zr-O-Bindungen entsprechen, die in verschiedenen Ebenen unterschiedlicher Phasen orientiert sind. Somit ist im IR-Spektrum physikalisch und chemisch modifizierter Systeme der Beitrag des Hochfrequenzbandes im Hochfrequenzbereich von 514 cm ^-1 wird im Gegensatz zum ursprünglichen System erweitert. Bei diesem System ist die Absorptionsbande bei 461 cm ^-1 . die intensivste Bande (wie in Abb. 1 gezeigt). Dies deutet auf das Auftreten im modifizierten System von Flächen mit einer geringeren Koordinationszahl der Oberflächenatome von Zirkonium und Sauerstoff im Verhältnis zum Volumen hin [17]. Eine Verringerung der Koordinationszahl von Zirkonium- und Sauerstoffatomen kann das Ergebnis des Auftretens von Oberflächendefekten sein, die durch physikalische und/oder chemische Einwirkung auf das Ausgangssystem induziert werden. Die Abnahme der Koordinationszahl von Zirkonium und Sauerstoff an den Oberflächen und das Auftreten der monoklinen Phase führen zu einer Erhöhung der Oberflächenenergie der Nanopartikel \( {E}_{0, surf}^t<{E}_ {0, surf}^{t, def}<{E}_{0, surf}^m \) [18].

Im Bereich der Schwingungen der Oberflächengruppen Zr = O (OH) liegt eine breite Bande vor. Die Hauptbeiträge zu den Intensitäten dieser Bande sind Absorptionsbanden mit Peaks bei 1015 cm ^-1 , 1040 cm ^-1 , 1088 cm ^-1 , und 1171 cm ^-1 . Es sollte beachtet werden, dass der Hauptbeitrag zu diesem Submaximum des IR-Spektrums die Absorptionsbande bei 1088 cm ^-1 . leistet für alle vorgestellten Systeme. Gleichzeitig steigt bei physikalisch und/oder chemisch modifizierten Systemen der Beitrag zum Submaximum der Niederfrequenzbänder. Diese Änderungen können mit der Reorganisation der Nanopartikeloberfläche zusammenhängen, die als Ergebnis der martensitischen tetragonal-monoklinen Umwandlung und als Ergebnis einer Änderung des Oberflächendefekts unter der Einwirkung modifizierender Faktoren aufgetreten ist.

Im Frequenzbereich 1700–1200 cm ^-1 , die Bänder der Deformationsschwingungen von OH-Bindungen von Wassermolekülen, die auf der Oberfläche von Oxid-Nanopartikeln koordiniert sind (1638 und 1557 cm ^-1 ) werden für das Ausgangssystem beobachtet. Das Auftreten im IR-Spektrum modifizierter Systeme der Absorptionsbande bei 1737 cm ^-1 und eine Reihe von Bändern im niederfrequenten Teil dieses Bereichs zeigt den Prozess der Oberflächenkarbonisierung unter den Bedingungen der Modifikation, insbesondere physikalischer Natur, an. Eine Reihe von Absorptionsbanden von 2960, 2925 und 2856 cm ^-1 entsprechen den C-H-Bindungen der aliphatischen Gruppen CH₃ und CH₂ zeigt das Vorhandensein einer kleinen Menge organischer Substanz auf der Oberfläche der Nanopartikel an.

Ein breites Absorptionsband von 3.700–3.200 cm ^-1 ist auf Streckschwingungen der OH-Bindung von auf der Oberfläche der Partikel koordinierten Wassermolekülen zurückzuführen. Zu beachten ist, dass bei Systemen sowohl original ZrO₂ -Y₂ O₃ und chemisch modifiziertes ZrO₂ -Y₂ O₃ -SiO₂ durch mechanische Einwirkung verarbeitet wird die Verstärkung der niederfrequenten Schulter dieser Bande beobachtet, was auf die Bildung identischer aktiver Zentren auf der Partikeloberfläche physikalisch modifizierter Systeme hinweist.

Somit weisen die detektierten Merkmale des IR-Spektrums von physikalisch und/oder chemisch modifizierten Systemen auf eine Änderung des Oberflächenzustands der Partikel hin, die zu einer Änderung ihrer Oberflächenenergie und als Folge der Reaktivität der Partikel führt.

Die thermischen Eigenschaften von Nanopulvern wurden mit einem DTA-Instrument analysiert. Die Nanopulver wurden mit einer Heizrate von 10 °C/min auf 1500 °C erhitzt. Abbildung 3 zeigt DTA-Kurven der Nanopulver, die durch gemeinsame Fällungs- und Mischmethoden mit und ohne Kieselsäure erhalten wurden. Der endotherme Peak in der DTA-Kurve (ca. 157 °C) wurde auf die Verdampfung von physikalischem Wasser im amorphen Gel bestimmt. Die exothermen Peaks (um 423 und 430 °C) in den Kurven beider Nanopulver mit und ohne Kieselsäure wurden der Kristallisation zugeordnet. Wie aus Abb. 3 ersichtlich, hat das Silica-Additiv fast keinen Einfluss auf die Dynamik von Kristallisationsprozessen.

DTA-Kurven der Proben:1-PMM8-3Y-TZP-0,2 wt% SiO₂ (Nanopulver wurden 2 h bei 1000 °C kalziniert); 2 - 3Y-TZP-0,2 Gew.% SiO2 (Hydroxid); 3- 3Y-TZP (Hydroxid)

In Abb. 4 sind TEM-Bilder von 3Y-TZP-Nanopulvern mit (b, c) und ohne Mahlen (a) gezeigt. Wie zu sehen ist, weist 3Y-TZP (a) einen ausreichend hohen Aggregationsgrad auf. Es ist jedoch zu beachten, dass die Aggregate „weich“ sind und leicht durch mechanische Einwirkung zerstört werden können, beobachtet nach 4 h und nach 8 h Mahlen. Abbildung 5 zeigt TEM-Bilder der Struktur und der Histogramme der Partikelgrößenverteilung von 3Y-TZP-Nanopulvern mit Siliciumdioxid, die durch gemeinsame Fällung (a) und durch Mischverfahren mit Mahlen für 4 h (b) und 8 h erhalten wurden ( C). Die Wirkung von Silica-Additiv und mechanischer Aktivierung auf die Partikelgröße und den Agglomerationsgrad (Agglomerationsfaktor F_a , %) von Nanopulvern sind in Tabelle 2 aufgeführt. Das Silica-Additiv beeinflusste die spezifische Oberfläche unwesentlich. Mechanisches Fräsen führte zur Erhöhung von S_BET mit zunehmender Mahldauer. Die maximale Oberfläche wurde im Pulver PMM8-3Y-TZP + 0,2 Gew.% SiO₂ . erreicht . Der Agglomerationsgrad nimmt bei der 4-h-Mahlzeit ab. Aber in diesem Fall verteilt sich das Silica-Additiv ungleichmäßig im 3Y-TZP. Das wichtige Ergebnis ist, dass 8 h Mahlen ausreichten, um das Additiv optimal auf der Oberfläche des 3Y-TZP zu verteilen. Wie aus Fig. 6 ersichtlich, verteilt sich ein solches kleines Siliciumdioxidadditiv in der Keramikstruktur gleichmäßig unabhängig vom Dotiermittelzugabeverfahren.

TEM-Bilder und Histogramme der Partikelgrößenverteilung von (a ) 3Y-TZP, b PM4-3Y-TZP, c PM8-3Y-TZP Nanopulver

TEM-Bilder und Histogramme der Partikelgrößenverteilung von (a ) 3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ , b PMM4-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ , c PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ Nanopulver

Die REM-Bilder und die EDX-Mapping-Analyse von auf 1500 °C gesinterten Proben (a ) 3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ , und b PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂

Die Temperaturabhängigkeit der Verdichtungsraten (dρ/dT) der 3Y-TZP-Nanopulver mit und ohne Mahlung ist in Abb. 7 dargestellt. Wie wir sehen können, erreichte das Nanopulver 3Y-TZP ohne Mahlung die maximale Verdichtungsrate bei einer niedrigeren Temperatur als das Mahlen von Nanopulvern. Bei diesen Pulvern haben sich die Verdichtungskurven zu den höheren Temperaturen verschoben.

Temperaturabhängigkeit der Verdichtungsraten von (a ) 3Y-TZP, PM4-3Y-TZP, PM8-3Y-TZP und b 3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ , PMM4-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ , PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ Nanopulver

Wie das Diagramm vom Arrhenius-Typ (Abb. 8) und Tabelle 3 zeigt, ist das Pulver 3Y-TZP ohne Mahlen bereits durch Volumendiffusionsmechanismus gesintert. Deshalb wird es schneller gesintert als andere. Dies ist ein Ziel, das andere Forscher [3,4,5,6,7] mit ihren Nanopulvern mit verschiedenen Zusatzstoffen, einschließlich Kieselsäure, erreichen möchten. Dieses Ziel haben wir jedoch aufgrund unserer einzigartigen Nanopulver-Produktionstechnologie bereits erreicht.

Arrhenius-artige Diagramme von (a ) 3Y-TZP, b PM4-3Y-TZP, c PM8-3Y-TZP, d 3Y-TZP-0,2 Gew.-% SiO₂ , e PMM4-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ , und f PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ Nanopulver

Der größte mechanische Aktivierungseffekt wurde bei 8 h Mahlen erzielt. In diesem Fall änderte sich der Sintermechanismus von VD zu GBD. Es ist allgemein bekannt, dass die anfänglichen Y-TZP (Tosoh)-Pulver durch Hydrolyse mit einer Mahldauer von 48 h hergestellt werden (Patent JP 3680338). Als Ergebnis unserer vorherigen Untersuchung kann die Mahlzeit von 48 h auf nur noch 4 und 8 h reduziert werden. Unter den gleichen Bedingungen, aber mit unseren (DIPE) Nanopulvern, ist es uns gelungen, Zeit zu sparen [8, 9]. Es wurde festgestellt, dass 8 Stunden Mahlen für die zu analysierenden Pulver mehr als ausreichend sind, um den Sintermechanismus von VD auf GBD zu ändern.

Bei den Pulvern mit Siliciumdioxid-Additiven ist die maximale Verdichtungsrate der Nanopulver PMM4-3Y-TZP-0.2 wt% SiO₂ , PMM8-3Y-TZP-0,2 Gew. % SiO₂ mit dem Mischverfahren erhalten wurde bei einer niedrigeren Temperatur als in der Probe erreicht 3Y-TZP-0,2 Gew.% SiO₂ durch Co-Präzipitation hergestellt. Dadurch werden sie schneller gesintert. Und in diesem Fall war der VD-Mechanismus ein vorherrschender Mechanismus im anfänglichen Sinterstadium. Im Gegensatz dazu wurden die Pulver 3Y-TZP mit 0,2 Gew.-% SiO2, die durch gemeinsame Fällung erhalten wurden, aufgrund des Vorherrschens des GBD-Mechanismus gesintert.

Schlussfolgerungen

Es wurde der Einfluss des Silica-Additivs, der verschiedenen Arten der Silica-Zugabe und der mechanischen Aktivierung auf die Kinetik der Sinterphase gezeigt. Die folgenden Schlussfolgerungen wurden gezogen:

1. 1)

   Das Silica-Additiv ist der Grund für die Änderung des vorherrschenden Mechanismus in der anfänglichen Sinterphase von VD zu GBD in Nanopulvern, die durch Co-Präzipitation erhalten wurden. Es sollte beachtet werden, dass eine so geringe Menge (nur 0,2 Gew.-% SiO₂ ) hat einen starken Einfluss auf die Sinterkinetik.

2. 2)

   Bei Nanopulvern, die durch Mischen gewonnen werden, führt die Summe beider Faktoren – des Silica-Additivs und der mechanischen Aktivierung – zu einer Beschleunigung des Sinterns, da die Prozesse mit dem Vorherrschen des VD-Mechanismus ablaufen.

3. 3)

   Die mechanische Aktivierung bewirkt auch eine Änderung des Sintermechanismus von VD auf GBD; und hier ist das wichtigste Thema die Mahlzeit (nur ein 8-h-Mahlzeit).

Abkürzungen

3Y-TZP:

3 Mol % Yttriumoxid-stabilisierter tetragonaler Zirkoniumoxid-Polykristall

CRH:

Konstante Heizrate

DIPE:

Donezk Institut für Physik und Ingenieurwissenschaften

GBD:

Korngrenzendiffusion

NAS:

Nationale Akademie der Wissenschaften

PM4 und PM8:

Pulvermahlen während 4 und 8 Stunden

PMM4 und PMM8:

Pulvermischen und Mahlen während 4 und 8 Stunden

S_WET :

Spezifische Oberfläche gemessen nach der Brunauer-Emmett-Teller (BET)-Methode

TEM:

Transmissionselektronenmikroskopie

VD:

Volumendiffusion

Gew. %:

Gewichtsprozent

XRD:

Röntgenbeugung