氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷及制备方法
阅读：264发布：2020-11-17
专利汇可以提供氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷及制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及了一种高强高韧 氧 化镁、氧化钇共稳的四方氧化锆多晶(Mg,Y)－TZP陶瓷及其制备的工艺。其特征在于:(1)组成为MgO(5－14mol%)－Y2O3(0.5－2mol%)－ZrO2;(2)是先制备上述组分的纳米(Mg,Y)－TZP粉体,再加入0.5－10vol%YAS非晶态的 烧结 助剂,经成粒,干压后1250－1400℃低温烧结得到晶粒尺寸为200－400nm左右,抗弯强度为384－818MPa, 断裂韧性 为5.2－8.3MPa·m1/2的(Mg,Y)－TZP陶瓷。本发明具有工艺简单、烧结 温度 低、Y2O3用量少、生产成本低和 力 学性能优越等特点,彻底抛弃了传统(Mg,Y)－PSZ的高温固溶和 热处理 工艺。，下面是氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷及制备方法专利的具体信息内容。
1.一种氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷，其特征在于组成 为MgO(5-14mol％)-Y2O3(0.5-2mol％)-ZrO2。
2.按权利要求1所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷， 其特征在于组成为14mol％MgO-1.5mol％Y2O3-ZrO2。
3.按权利要求1所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷的 制备方法，包括(Mg，Y)-TZP粉体制备，烧结助剂选择以及液相烧结，其特 征在于：
(1)将氧化钇、硝酸镁和氧氯化锆的盐溶液按权利要求1组分配比且混 合均匀后，加入过量氨水沉淀、洗涤，在100℃烘干并在500-1000℃煅烧2 小时制成(Mg，Y)-TZP粉体；
(2)以非晶态的YAS为烧结助剂，具体组成为Y2O3(20-30wt％)-Al2O3 (25-50wt％)-SiO2(余量)，加入量为0.5-10vol％；
(3)烧结温度1250-1450℃，保温2小时。
4.按权利要求3所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷的 制备方法，其特征在于所述氯化钇、硝酸镁和氧氯化锆的盐溶液浓度为0.5- 2M。
5.按权利要求3所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷的 制备方法，其特征在于所述的(Mg，Y)-TZP粉体晶粒尺寸范围为14-260nm。
6.按权利要求3所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷的 制备方法，其特征在于所述的YAS烧结助剂有二种引入方法：
(1)在(Mg，Y)-TZP粉体的制备过程中，将非晶态粉体均匀分散在沉淀 剂的氨水中，通过非均相沉淀引入；
(2)通过球磨方法在(Mg，Y)-TZP粉体中引入。
7.按权利要求3或6所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶 瓷的制备方法，其特征在于非晶态YAS颗粒尺寸为100nm左右。
8.按权利要求3所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷的 制备方法，其特征在于引入YAS烧结助剂不同配比的(Mg，Y)-TZP粉体， 加入3％浓度PVA为粘结剂造粒，在30-60MPa下干压成型，再在200-300MPa 下等静压获得素坯。
9.按权利要求3或8所述的氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶 瓷的制备方法，其特征在于素坯的烧结升温速率为2-5℃/分。
技术领域
本发明涉及一种氧化镁和氧化钇共稳的四方氧化锆多晶陶瓷(Mg，Y)-TZP陶 瓷及其制备方法。属于氧化锆陶瓷领域。
背景技术
1975年前，氧化锆陶瓷的应用仅局限于耐火材料方面，人们对开发氧 化锆陶瓷作为工程陶瓷没有多大的兴趣，主要归因于1200℃左右四方相(t) →单斜相(m)的马氏体相变。当烧结体冷却到1200℃左右以下时，这种相 变就将发生，产生的剪应变和体积膨胀足以导致烧结体的断裂和破坏。然而， 由于氧化锆具有本征的物理化学特性，例如，硬度高、耐磨、低的摩擦系数、 化学惰性、电性质(绝缘和电导)、低的热导率和高的熔点等吸引了人们长 期致力于提高其机械性能，以便作为结构陶瓷使用。最富有里程碑意义的研 究是发现可以通过掺杂合适的稳定剂和恰当的制备工艺，设计出立方相(c) 大晶粒(40-100μm)包含的亚稳四方相小晶粒(150-200nm)的两相显微结 构，获得部分稳定氧化锆(PSZ)陶瓷[R.C.Garvie，R.H.J.Hannink and R.T. Pascoe，Ceramic steel？，Nature，258[553](1975)703-704.]，在外界应力作用 下，利用亚稳四方相转变到单斜相的马氏体相变来提高材料的机械性能。这 类PSZ陶瓷具有高的强度、良好的断裂韧性、抗热震性、抗腐蚀和水热处 理性能不衰减等特点，是一种应用非常广泛的陶瓷材料，在化工、石油、机 械、电子、通讯和航空航天等领域有着重要的用途，相应地开发出PSZ陶 瓷的制备工艺[US，4067745(1978)，US，4279655(1983)]。其中Mg-PSZ的 研究较多，MgO的掺杂量通常在8-11mol％范围。近年来，由于发现Y2O3， CeO2等的引入可以提高Mg-PSZ陶瓷制备工艺的稳定性和改善Mg-PSZ陶瓷 的高温力学性能，从而开发出(Mg，Y)-PSZ[CN 1090563A(1993)，CN 1089249A(1993)]。然而，目前广为采用的制备工艺为高温固溶烧结(温度 为1600℃-1700℃左右)，随后快速降温，再长时间的热处理(热处理温度为 1100℃获得抗热震型PSZ，1400℃以上获得高强度型PSZ)，热处理时间需 要几小时至几十小时，甚至数百小时，以便获得立方大晶粒内包含粒径为 150-200nm的亚稳四方晶粒的显微结构，从而获得较高的力学性能。这方面 的报道较多，主要文献请参见：
①R.H.J.Hannink，P.M.Kelly and B.C.Muddle，Transformation toughness in zirconia-containing ceramics，J.Am.Ceram.Soc.83[3](2000) 461-87.
②R.R.Hughan and R.H.J.Hannink，Precipitation during controlled cooling of magnesia-partially stabilized zirconia，J.Am.Ceram.Soc.69[7] (1986)556-63.
③R.H.J.Hannink and R.C.Garvie，Sub-eutectoid aged Mg-PSZ alloy with enhanced thermal up-shock resistance，J.Mater.Sci.17[9](1982)2637-43.
④C.S.Montross，Pro-and sub-eutectoid behavior of the tetragonal phase in magnesia-partially-stabilized zirconia，J.Am.Ceram.Soc.75[2](1992)463-68.
由于固溶温度高和热处理时间长直接导致大能耗和烧结设备高的维护和 使用成本，并且工艺复杂，且因力学性能对工艺的敏感性大，这就极大地增 加了生产成本和力学性能的不稳定性，限制了PSZ陶瓷的推广和应用。在 尽量维持高的力学性能的前提下，简化工艺和降低成本，受到广泛关注。
当增加MgO的掺杂量到14mol％，同时加入少量的Y2O3(0.5-2mol％) 可以使固溶温度降低到1600℃左右，并能控制热处理过程中的共析分解。 同时加入等摩尔的Al2O3和MgO，在烧结过程中形成尖晶石钉扎在晶界上或 者在晶粒内部，抑制高温固溶和热处理时的晶粒长大，获得细晶 (Mg，Y)-PSZ，晶粒尺寸在2μm-5μm左右。又因尖晶石也起弥散强化和引起裂纹偏转作 用，从而对提高(Mg，Y)-PSZ的力学性能有所贡献。实际上，在1600℃-1700℃ 高温固溶的烧结体是立方相，强度仅为200-300MPa，韧性又较低，必须通 过1100℃长时间的热处理，在大晶粒的立方相中形成最优尺寸的亚稳四方 相，强度才能提高到770MPa左右[CN 1090563A(1993)，CN 1089249A (1993)]。又如，李汶霞、袁启明、王宏志和谈家琪在“微晶PSZ的显微 结构”一文中(无机材料学报，vol.11[3]，pp.561-564(1996))提到的Y2O3 (1mol％)-MgO(13mol％)-ZrO2(87mol％)在1550℃烧结并在1100℃热 处理32小时才使抗弯强度从200MPa提高到659±70MPa。又如，陈玉如、 吴厚政、张琪和谈家琪在“Y2O3改性的MgO-ZrO2共析陶瓷”一文中(硅酸 盐学报，vol.25[4]，pp.401-405(1997))将Y2O3(1mol％)-MgO(14mol％) -ZrO2(86mol％)在1600℃固溶烧结4小时，再在1100℃热处理30小时才 从286MPa提高到507±70MPa的抗弯强度，同样的工艺对Y2O3(2mol％) -MgO(14mol％)-ZrO2(86mol％)，热处理150小时才到618MPa的抗弯强 度。又如，张琪，陈玉如、吴厚政、袁启明和谈家琪在“Y2O3在 (Y，Mg)-PSZ/MgAl2O4材料中的作用”一文中(硅酸盐学报，vol.24[5]，pp.498-503 (1996))将Y2O3(1.72mol％)-MgO(13.76mol％)-ZrO2(84.52mol％) 在1700℃固溶4小时，再在1100℃热处理300小时才从250MPa提高到 500MPa的抗弯强度，热处理800小时才提高到639MPa的抗弯强度。类似 的报道可以从参见(马亚鲁，袁启明，谈家琪，朱宣惠，细晶(Y/Ce，Mg)-PSZ/MgAl2O4陶瓷制备工艺及性能研究，无机材料学报，vol.13[4]，pp.575-581 (1998)；马亚鲁，王树强，谈家琪，朱宣惠，袁启明，化学共沉淀法制备 微晶PSZ陶瓷的显微结构与力学性能，硅酸盐学报，vol.23[5]，pp.495-500 (1995)；马亚鲁，孙小病，袁启明，谈家琪，Y2O3，CeO2掺杂的Mg-PSZ陶瓷材料研究，中国稀土学报，vol.17[4]，pp.347-351(1999)；韩明，陈玉 如，吴厚政，张琪，(Ce，Mg)-PSZ陶瓷材料的力学性能和显微结构，兵器材 料科学与工程，vol.24[3]，pp.3-6(2001))。所见这些报道的工艺仍然没 有跳出PSZ的传统工艺的范畴。
从PSZ陶瓷中亚稳四方相对PSZ陶瓷的性能起作关键作用出发，开发 出晶粒尺寸在200-300nm左右的四方氧化锆多晶(TZP)陶瓷，如3Y-TZP， 这样导致在TZP中亚稳四方氧化锆相变增强和增韧的作用比PSZ的强，所 以TZP的强度高于PSZ，并且工艺简单，烧结温度相对较低，不需要高温 固溶和热处理，性能对工艺敏感性不如PSZ，所以性能重现性好[H-X.Qin and X-X.Huang，Microstructure and bending strength of 3Y-TZP/12Ce-TZP ceramics fabricated by liquid-phase sintering at low temperature，J.Am.Ceram.Soc.83(2000) 2881-83.]。但是，3Y-TZP存在水热处理时性能的退化现象，在150-250℃范围 内，四方相到单斜相的自发相变，且抗热震性差[P.H.Rieth，J.S.Reed and A.W.Naumann，Fabrication and flexural strength of ultra-fine-grained yttria- stabilized zirconia，Bulletin of Am.Ceram.Soc.Vol.55，pp.717-723(1977)]。 通过Y2O3和MgO共掺杂获得的(Mg，Y)-PSZ陶瓷可以有效地抑制水热处理 时性能的退化[F.Meschke，N.Claussen，G.D.Portu，and J.Rodel，phase stability of fine-grained(Mg，Y)-PSZ，J.Am.Ceram.Soc.，Vol.78[7]，1997-1999(1995)]， 然而，PSZ工艺的缺点仍然严重阻碍PSZ陶瓷的发展和应用。所以，只有成 功地制备出(Mg，Y)-TZP陶瓷，才能彻底抛弃PSZ工艺的高温固溶和热处 理，降低(Mg，Y)-PSZ材料的生产成本，拓展应用范围。改进的共沉淀方法 获得在室温下2.3mol％MgO亚稳定的四方氧化锆粉体，其晶粒临界尺寸在 50nm左右，这又为(Mg，Y)-TZP陶瓷的研究打下坚实的基础[T.J.Rong，X.X. Huang，S.W.Wang，S.K.Zhao and J.K.Guo.The state of MgO in the MgO(10.4mol％)-doped ZrO2 powder prepared from coprecipitation，J.Am.Ceram. Soc.(in press)。能否在此基础上通过引入Y2O3提高其晶粒相变临界尺寸与 烧结体的晶粒尺寸相匹配，采用烧结助剂，变高温固溶为液相烧结，既可以 显著低降低烧结温度，又可保持原有的四方相，从而获得较高的力学性能。 同时，由于(Mg，Y)-TZP的晶粒细小，细晶强化的作用使它具有较高的强度。 由于减少昂贵的氧化钇的用量，加大廉价氧化镁的用量，也可以降低部分成 本。通过控制稳定剂MgO和Y2O3的用量、烧结温度和保温时间，使烧结体 的晶粒尺寸处于应力诱导的相变的临界尺寸范围，相变增强增韧的作用得以 充分发挥，使得超细(Mg，Y)-TZP陶瓷具有优良的抗弯强度和断裂韧性。从 而自然引出本发明的目的。
①R.H.J.Hannink，P.M.Kelly and B.C.Muddle，Transformation toughness in zirconia-containing ceramics，J.Am.Ceram.Soc.83[3](2000) 461-87.
②R.R.Hughan and R.H.J.Hannink，Precipitation during controlled cooling of magnesia-partially stabilized zirconia，J.Am.Ceram.Soc.69[7] (1986)556-63.
③R.H.J.Hannink and R.C.Garvie，Sub-eutectoid aged Mg-PSZ alloy with enhanced thermal up-shock resistance，J.Mater.Sci.17[9](1982)2637-43.
④C.S.Montross，Pro-and sub-eutectoid behavior of the tetragonal phase in magnesia-partially-stabilized zirconia，J.Am.Ceram.Soc.75[2](1992)463-68.
由于固溶温度高和热处理时间长直接导致大能耗和烧结设备高的维护和 使用成本，并且工艺复杂，且因力学性能对工艺的敏感性大，这就极大地增 加了生产成本和力学性能的不稳定性，限制了PSZ陶瓷的推广和应用。在 尽量维持高的力学性能的前提下，简化工艺和降低成本，受到广泛关注。
当增加MgO的掺杂量到14mol％，同时加入少量的Y2O3(0.5-2mol％) 可以使固溶温度降低到1600℃左右，并能控制热处理过程中的共析分解。 同时加入等摩尔的Al2O3和MgO，在烧结过程中形成尖晶石钉扎在晶界上或 者在晶粒内部，抑制高温固溶和热处理时的晶粒长大，获得细晶 (Mg，Y)-PSZ，晶粒尺寸在2μm-5μm左右。又因尖晶石也起弥散强化和引起裂纹偏转作 用，从而对提高(Mg，Y)-PSZ的力学性能有所贡献。实际上，在1600℃-1700℃ 高温固溶的烧结体是立方相，强度仅为200-300MPa，韧性又较低，必须通 过1100℃长时间的热处理，在大晶粒的立方相中形成最优尺寸的亚稳四方 相，强度才能提高到770MPa左右[CN 1090563A(1993)，CN 1089249A (1993)]。又如，李汶霞、袁启明、王宏志和谈家琪在“微晶PSZ的显微 结构”一文中(无机材料学报，vol.11[3]，pp.561-564(1996))提到的Y2O3 (1mol％)-MgO(13mol％)-ZrO2(87mol％)在1550℃烧结并在1100℃热 处理32小时才使抗弯强度从200MPa提高到659±70MPa。又如，陈玉如、 吴厚政、张琪和谈家琪在“Y2O3改性的MgO-ZrO2共析陶瓷”一文中(硅酸 盐学报，vol.25[4]，pp.401-405(1997))将Y2O3(1mol％)-MgO(14mol％) -ZrO2(86mol％)在1600℃固溶烧结4小时，再在1100℃热处理30小时才 从286MPa提高到507±70MPa的抗弯强度，同样的工艺对Y2O3(2mol％) -MgO(14mol％)-ZrO2(86mol％)，热处理150小时才到618MPa的抗弯强 度。又如，张琪，陈玉如、吴厚政、袁启明和谈家琪在“Y2O3在 (Y，Mg)-PSZ/MgAl2O4材料中的作用”一文中(硅酸盐学报，vol.24[5]，pp.498-503 (1996))将Y2O3(1.72mol％)-MgO(13.76mol％)-ZrO2(84.52mol％) 在1700℃固溶4小时，再在1100℃热处理300小时才从250MPa提高到 500MPa的抗弯强度，热处理800小时才提高到639MPa的抗弯强度。类似 的报道可以从参见(马亚鲁，袁启明，谈家琪，朱宣惠，细晶(Y/Ce，Mg)-PSZ/MgAl2O4陶瓷制备工艺及性能研究，无机材料学报，vol.13[4]，pp.575-581 (1998)；马亚鲁，王树强，谈家琪，朱宣惠，袁启明，化学共沉淀法制备 微晶PSZ陶瓷的显微结构与力学性能，硅酸盐学报，vol.23[5]，pp.495-500 (1995)；马亚鲁，孙小病，袁启明，谈家琪，Y2O3，CeO2掺杂的Mg-PSZ陶瓷材料研究，中国稀土学报，vol.17[4]，pp.347-351(1999)；韩明，陈玉 如，吴厚政，张琪，(Ce，Mg)-PSZ陶瓷材料的力学性能和显微结构，兵器材 料科学与工程，vol.24[3]，pp.3-6(2001))。所见这些报道的工艺仍然没 有跳出PSZ的传统工艺的范畴。
从PSZ陶瓷中亚稳四方相对PSZ陶瓷的性能起作关键作用出发，开发 出晶粒尺寸在200-300nm左右的四方氧化锆多晶(TZP)陶瓷，如3Y-TZP， 这样导致在TZP中亚稳四方氧化锆相变增强和增韧的作用比PSZ的强，所 以TZP的强度高于PSZ，并且工艺简单，烧结温度相对较低，不需要高温 固溶和热处理，性能对工艺敏感性不如PSZ，所以性能重现性好[H-X.Qin and X-X.Huang，Microstructure and bending strength of 3Y-TZP/12Ce-TZP ceramics fabricated by liquid-phase sintering at low temperature，J.Am.Ceram.Soc.83(2000) 2881-83.]。但是，3Y-TZP存在水热处理时性能的退化现象，在150-250℃范围 内，四方相到单斜相的自发相变，且抗热震性差[P.H.Rieth，J.S.Reed and A.W.Naumann，Fabrication and flexural strength of ultra-fine-grained yttria- stabilized zirconia，Bulletin of Am.Ceram.Soc.Vol.55，pp.717-723(1977)]。 通过Y2O3和MgO共掺杂获得的(Mg，Y)-PSZ陶瓷可以有效地抑制水热处理 时性能的退化[F.Meschke，N.Claussen，G.D.Portu，and J.Rodel，phase stability of fine-grained(Mg，Y)-PSZ，J.Am.Ceram.Soc.，Vol.78[7]，1997-1999(1995)]， 然而，PSZ工艺的缺点仍然严重阻碍PSZ陶瓷的发展和应用。所以，只有成 功地制备出(Mg，Y)-TZP陶瓷，才能彻底抛弃PSZ工艺的高温固溶和热处 理，降低(Mg，Y)-PSZ材料的生产成本，拓展应用范围。改进的共沉淀方法 获得在室温下2.3mol％MgO亚稳定的四方氧化锆粉体，其晶粒临界尺寸在 50nm左右，这又为(Mg，Y)-TZP陶瓷的研究打下坚实的基础[T.J.Rong，X.X. Huang，S.W.Wang，S.K.Zhao and J.K.Guo.The state of MgO in the MgO(10.4mol％)-doped ZrO2 powder prepared from coprecipitation，J.Am.Ceram. Soc.(in press)。能否在此基础上通过引入Y2O3提高其晶粒相变临界尺寸与 烧结体的晶粒尺寸相匹配，采用烧结助剂，变高温固溶为液相烧结，既可以 显著低降低烧结温度，又可保持原有的四方相，从而获得较高的力学性能。 同时，由于(Mg，Y)-TZP的晶粒细小，细晶强化的作用使它具有较高的强度。 由于减少昂贵的氧化钇的用量，加大廉价氧化镁的用量，也可以降低部分成 本。通过控制稳定剂MgO和Y2O3的用量、烧结温度和保温时间，使烧结体 的晶粒尺寸处于应力诱导的相变的临界尺寸范围，相变增强增韧的作用得以 充分发挥，使得超细(Mg，Y)-TZP陶瓷具有优良的抗弯强度和断裂韧性。从 而自然引出本发明的目的。
发明内容
本发明的目的在于提供一种(Mg，Y)-TZP陶瓷材料及其制备工艺。用本 发明提供的(Mg，Y)-TZP陶瓷材料的特点是抗弯强度为384-818MPa，断裂 韧性为5.2-8.3MPa·m1/2，平均晶粒尺寸在200-400nm左右，晶相几乎全为四 方相。这主要归因于Y2O3和MgO共同稳定ZrO2，将其临界晶粒尺寸提高 到与低温液相烧结获得晶粒尺寸相匹配，该晶粒的尺寸正好处于相变的临界 尺寸。而制备的(Mg，Y)-TZP陶瓷的生产工艺不需要高温固溶和热处理，烧 结温度低(1300-1400℃)，成本低，易于实现工业化生产。
1.YAS烧结助剂的制备
Y2O3-Al2O3-SiO2(YAS)非晶态粉体作为低温烧结助剂，其化学组成为Y2O3 (20-30wt％)-Al2O3(25-50wt％)-SiO2(余量)，颗粒尺寸在100nm左右， 如图1所示。
2.纳米(Mg，Y)-TZP粉体的制备
纳米(Mg，Y)-TZP粉体是利用共沉淀法制备的。具体的实施步骤为：将 (5-14mol％)MgO-(0.5-2mol％)Y2O3-(余量)ZrO2相应的氯化钇、硝酸 镁和氧氯化锆的盐溶液(浓度范围0.5-2M)混合均匀后，加入过量氨水沉 淀，然后洗涤6次，最后在100℃烘干并在500-1000℃煅烧2h获得纳米 (Mg，Y)-TZP粉体(晶粒尺寸范围为14-260nm)，比表面积在4-72m2/g之间。 (Mg，Y)-TZP粉体的性质见表1，在600℃和750℃煅烧的粉体的形貌见图2，各 自的晶粒尺寸与表1的相一致。根据粉体球磨后几乎变为单斜相，证明确实 是TZP粉体(图3)。 表1 超细(Mg，Y)-TZP粉体的比表面积(SBET)和晶粒尺寸(dBET) 煅烧温度/℃ 500 600 750 1000 SBET/M2/g 72 51 22 4 dBET/nm 14 20 50 260
3.烧结助剂的引入方式和加入量
烧结助剂的加入量是0.5-10vol％。引入方式一：在纳米(Mg，Y)-TZP粉 体的制备过程中，将非晶态粉体均匀分散在沉淀剂氨水中，通过非均相沉淀 引入烧结助剂；引入方式二：通过球磨方法在纳米(Mg，Y)-TZP粉体中引入 超细非晶态粉体烧结助剂。
4.液相烧结
加入3％浓度PVA为粘结剂，将不同配比的(Mg，Y)-TZP粉体和YAS 烧结助剂原料造粒，在30-60MPa下干压成型，再在200-300MPa下等静压 获得素坯。随后以2-5℃/分的升温速率升到1250-1450℃保温2小时，随炉 冷却。
本发明提供的(Mg，Y)-TZP陶瓷材料的特点是：
1.制备的(Mg，Y)-TZP陶瓷的晶粒尺寸在200-400nm左右；
2.与传统的(Mg，Y)-PSZ陶瓷相比，(Mg，Y)-TZP陶瓷的烧结温度 低并抛弃热处理过程，从而导致生产工艺大大简化，延长烧结炉的使用寿命 和减低烧结炉的维护费用，因而大大降低了生产成本。
3.得到的超细(Mg，Y)-TZP陶瓷具有良好的综合力学性能，即最高抗 弯强度达818±25MPa和断裂韧性达8.3±0.4MPa·m1/2。而Y2O3的含量大 大减少，降低了成本而性能又与Y-TZP材料相当，且烧结温度又大为降低。
4.采用的烧结助剂是超细非晶态YAS粉体，并采用非均相沉淀引入到 (Mg，Y)-TZP粉体中。
附图说明
图1为YAS非晶态粉体的SEM图，颗粒尺寸在100nm左右。
图2是(Mg，Y)-TZP粉体的TEM图。(a)600℃煅烧2h后，晶粒尺寸为 20nm；(b)750℃煅烧2h后，晶粒尺寸为50nm。
图3是(Mg，Y)-TZP粉体球磨前(a)和球磨后(b)的X衍射图，球磨 后，多数转变为单斜相，只残留极少四方相，说明粉体确实是亚稳四方相。
图4为非均相共沉淀引入0.5vol％的YAS的Y2O3(1.5mol％)-MgO(14mol％)-ZrO2(余量)在1400℃烧结的烧结体的抛光面和断口的X衍射 图。抛光面的X衍射图表明只有微量的单斜相氧化锆存在，并且在2θ＝74.5 的检测不到(004)c的XRD，所以烧结体的相主要是四方相。断口的X衍 射图表面有大量的单斜相存在，说明相变增韧作用是该材料具有较高强度和 韧性的主要原因。
图5a为非均相共沉淀引入0.5vol％的YAS的Y2O3(1.5mol％)-MgO(14mol％)-ZrO2(余量)在1400℃烧结的烧结体断口的扫描电子显微镜照 片；
图5b为抛光面形貌，晶粒尺寸比较均匀。
1.YAS烧结助剂的制备
Y2O3-Al2O3-SiO2(YAS)非晶态粉体作为低温烧结助剂，其化学组成为Y2O3 (20-30wt％)-Al2O3(25-50wt％)-SiO2(余量)，颗粒尺寸在100nm左右， 如图1所示。
2.纳米(Mg，Y)-TZP粉体的制备
纳米(Mg，Y)-TZP粉体是利用共沉淀法制备的。具体的实施步骤为：将 (5-14mol％)MgO-(0.5-2mol％)Y2O3-(余量)ZrO2相应的氯化钇、硝酸 镁和氧氯化锆的盐溶液(浓度范围0.5-2M)混合均匀后，加入过量氨水沉 淀，然后洗涤6次，最后在100℃烘干并在500-1000℃煅烧2h获得纳米 (Mg，Y)-TZP粉体(晶粒尺寸范围为14-260nm)，比表面积在4-72m2/g之间。 (Mg，Y)-TZP粉体的性质见表1，在600℃和750℃煅烧的粉体的形貌见图2，各 自的晶粒尺寸与表1的相一致。根据粉体球磨后几乎变为单斜相，证明确实 是TZP粉体(图3)。 表1 超细(Mg，Y)-TZP粉体的比表面积(SBET)和晶粒尺寸(dBET) 煅烧温度/℃ 500 600 750 1000 SBET/M2/g 72 51 22 4 dBET/nm 14 20 50 260
3.烧结助剂的引入方式和加入量
烧结助剂的加入量是0.5-10vol％。引入方式一：在纳米(Mg，Y)-TZP粉 体的制备过程中，将非晶态粉体均匀分散在沉淀剂氨水中，通过非均相沉淀 引入烧结助剂；引入方式二：通过球磨方法在纳米(Mg，Y)-TZP粉体中引入 超细非晶态粉体烧结助剂。
4.液相烧结
加入3％浓度PVA为粘结剂，将不同配比的(Mg，Y)-TZP粉体和YAS 烧结助剂原料造粒，在30-60MPa下干压成型，再在200-300MPa下等静压 获得素坯。随后以2-5℃/分的升温速率升到1250-1450℃保温2小时，随炉 冷却。
本发明提供的(Mg，Y)-TZP陶瓷材料的特点是：
1.制备的(Mg，Y)-TZP陶瓷的晶粒尺寸在200-400nm左右；
2.与传统的(Mg，Y)-PSZ陶瓷相比，(Mg，Y)-TZP陶瓷的烧结温度 低并抛弃热处理过程，从而导致生产工艺大大简化，延长烧结炉的使用寿命 和减低烧结炉的维护费用，因而大大降低了生产成本。
3.得到的超细(Mg，Y)-TZP陶瓷具有良好的综合力学性能，即最高抗 弯强度达818±25MPa和断裂韧性达8.3±0.4MPa·m1/2。而Y2O3的含量大 大减少，降低了成本而性能又与Y-TZP材料相当，且烧结温度又大为降低。
4.采用的烧结助剂是超细非晶态YAS粉体，并采用非均相沉淀引入到 (Mg，Y)-TZP粉体中。
附图说明
图1为YAS非晶态粉体的SEM图，颗粒尺寸在100nm左右。
图2是(Mg，Y)-TZP粉体的TEM图。(a)600℃煅烧2h后，晶粒尺寸为 20nm；(b)750℃煅烧2h后，晶粒尺寸为50nm。
图3是(Mg，Y)-TZP粉体球磨前(a)和球磨后(b)的X衍射图，球磨 后，多数转变为单斜相，只残留极少四方相，说明粉体确实是亚稳四方相。
图4为非均相共沉淀引入0.5vol％的YAS的Y2O3(1.5mol％)-MgO(14mol％)-ZrO2(余量)在1400℃烧结的烧结体的抛光面和断口的X衍射 图。抛光面的X衍射图表明只有微量的单斜相氧化锆存在，并且在2θ＝74.5 的检测不到(004)c的XRD，所以烧结体的相主要是四方相。断口的X衍 射图表面有大量的单斜相存在，说明相变增韧作用是该材料具有较高强度和 韧性的主要原因。
图5a为非均相共沉淀引入0.5vol％的YAS的Y2O3(1.5mol％)-MgO(14mol％)-ZrO2(余量)在1400℃烧结的烧结体断口的扫描电子显微镜照 片；
图5b为抛光面形貌，晶粒尺寸比较均匀。
具体实施方式
实施例1
将0.5vol％的超细YAS烧结助剂与(Mg，Y)-TZP粉体((14mol％)MgO- (1.5mol％)Y2O3-(余量)ZrO2)机械球磨12小时左右后烘干，再加入3％ 浓度PVA为粘结剂造粒后在60MPa下干压成型，并在200MPa下等静压获 得素坯。随后将素坯置于硅钼棒炉中以2℃/分的升温速率升到1400℃保温2 小时，随炉冷却。将烧结体加工成3×3×35mm的试样，采用三点弯曲法测 抗弯强度(σf)(仪器：INSTRON 1195/万能材料实验机；加载速率： 0.5mm/min；跨距：30mm；一种样品的数据由不少于5根试条的评价值。)。 σf由下式计算：
σf＝3PL/2bh2
σf：抗弯强度；P：断裂时的临界荷载；L：跨距(30mm)；b：样品宽 度(4mm)；h：样品的厚度(3mm)。
采用压痕法测断裂韧性(KIC)(仪器：显微硬度仪(AVK-A，AKASHI， Jpn)，荷载：98N；加载时间：20min；样品表面特性：抛光至镜面；一种 样品的数据由不少于5点的评价值)。KIC的计算公式如下：
P：荷载，98N；β：68°；a＝(2a1+2a2)/4；c＝(2c1+2c2)/4。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为590± 19MPa和7.9±0.5MPa·m1/2。
实施例2
非均相共沉淀引入0.5Vol％的超细YAS：将(14mol％)MgO-(1.5mol％) Y2O3-(余量)ZrO2相应的氯化钇、硝酸镁和氧氯化锆的盐溶液(浓度范围 0.5M)混合均匀后，加入已经均匀分散有0.5Vol％的超细YAS的氨水中沉 淀，然后洗涤6次，最后在100℃烘干并在750℃煅烧2h获得(Mg，Y)-TZP粉体，其它的成型烧结等见实施例1。该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的 抗弯强度和断裂韧性分别为818±25MPa和8.3±0.4MPa·m1/2。其抛光面的 断面的X衍图如图4所示，烧结体的相为四方相，断面表面有大量单体相 存在，其断面SEM照片如图5所示。
实施例3
其它工艺同实施例2，但是在1300℃烧结并保温2小时，该实施例获得的 (Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为661±30MPa和7.3±0.3 MPa·m1/2。
实施例4
其它工艺同实施例2，但是在1350℃烧结并保温2小时，该实施例获得 的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为801±17MPa和8.2±0.4 MPa·m1/2。
实施例5
其它工艺同实施例2，但，非均相共沉淀引入3Vol％的超细YAS在1400℃ 烧结并保温2小时，该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧 性分别为783±74MPa和7.5±0.5MPa·m1/2。
实施例6
其它工艺同实施例2，但，非均相共沉淀引入10Vol％的超细YAS在1400℃ 烧结并保温2小时，该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧 性分别为512±40MPa和5.2±0.2MPa·m1/2。
实施例7
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO-(0.5mol％) Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为384± 27MPa和5.2±0.5MPa·m1/2。
实施例8
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO- (1.0mol％)Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为572± 15MPa和6.3±0.4MPa·m1/2。
实施例9
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO-(2mol％) Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为786± 37MPa和6.2±0.3MPa·m1/2。
表2列出了1-9实施例的强度和断裂韧性。
表2 (Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度(MPa)和断裂韧性(MPa·m1/2) 抗弯强度 断裂韧性 实施列1 590±19 7.9±0.5 实施列2 818±25 8.3±0.4 实施列3 661±30 7.3±0.3 实施列4 801±17 8.2±0.4 实施列5 783±74 7.5±0.5 实施列6 512±40 5.2±0.2 实施列7 384±27 5.2±0.5 实施列8 572±15 6.3±0.4 实施列9 786±37 6.2±0.3
将0.5vol％的超细YAS烧结助剂与(Mg，Y)-TZP粉体((14mol％)MgO- (1.5mol％)Y2O3-(余量)ZrO2)机械球磨12小时左右后烘干，再加入3％ 浓度PVA为粘结剂造粒后在60MPa下干压成型，并在200MPa下等静压获 得素坯。随后将素坯置于硅钼棒炉中以2℃/分的升温速率升到1400℃保温2 小时，随炉冷却。将烧结体加工成3×3×35mm的试样，采用三点弯曲法测 抗弯强度(σf)(仪器：INSTRON 1195/万能材料实验机；加载速率： 0.5mm/min；跨距：30mm；一种样品的数据由不少于5根试条的评价值。)。 σf由下式计算：
σf＝3PL/2bh2
σf：抗弯强度；P：断裂时的临界荷载；L：跨距(30mm)；b：样品宽 度(4mm)；h：样品的厚度(3mm)。
采用压痕法测断裂韧性(KIC)(仪器：显微硬度仪(AVK-A，AKASHI， Jpn)，荷载：98N；加载时间：20min；样品表面特性：抛光至镜面；一种 样品的数据由不少于5点的评价值)。KIC的计算公式如下：
P：荷载，98N；β：68°；a＝(2a1+2a2)/4；c＝(2c1+2c2)/4。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为590± 19MPa和7.9±0.5MPa·m1/2。
实施例2
非均相共沉淀引入0.5Vol％的超细YAS：将(14mol％)MgO-(1.5mol％) Y2O3-(余量)ZrO2相应的氯化钇、硝酸镁和氧氯化锆的盐溶液(浓度范围 0.5M)混合均匀后，加入已经均匀分散有0.5Vol％的超细YAS的氨水中沉 淀，然后洗涤6次，最后在100℃烘干并在750℃煅烧2h获得(Mg，Y)-TZP粉体，其它的成型烧结等见实施例1。该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的 抗弯强度和断裂韧性分别为818±25MPa和8.3±0.4MPa·m1/2。其抛光面的 断面的X衍图如图4所示，烧结体的相为四方相，断面表面有大量单体相 存在，其断面SEM照片如图5所示。
实施例3
其它工艺同实施例2，但是在1300℃烧结并保温2小时，该实施例获得的 (Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为661±30MPa和7.3±0.3 MPa·m1/2。
实施例4
其它工艺同实施例2，但是在1350℃烧结并保温2小时，该实施例获得 的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为801±17MPa和8.2±0.4 MPa·m1/2。
实施例5
其它工艺同实施例2，但，非均相共沉淀引入3Vol％的超细YAS在1400℃ 烧结并保温2小时，该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧 性分别为783±74MPa和7.5±0.5MPa·m1/2。
实施例6
其它工艺同实施例2，但，非均相共沉淀引入10Vol％的超细YAS在1400℃ 烧结并保温2小时，该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧 性分别为512±40MPa和5.2±0.2MPa·m1/2。
实施例7
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO-(0.5mol％) Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为384± 27MPa和5.2±0.5MPa·m1/2。
实施例8
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO- (1.0mol％)Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为572± 15MPa和6.3±0.4MPa·m1/2。
实施例9
其它工艺同实施例2，但，(Mg，Y)-TZP粉体是(14mol％)MgO-(2mol％) Y2O3-(余量)ZrO2。
该实施例获得的(Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度和断裂韧性分别为786± 37MPa和6.2±0.3MPa·m1/2。
表2列出了1-9实施例的强度和断裂韧性。
表2 (Mg，Y)-TZP陶瓷的抗弯强度(MPa)和断裂韧性(MPa·m1/2) 抗弯强度 断裂韧性 实施列1 590±19 7.9±0.5 实施列2 818±25 8.3±0.4 实施列3 661±30 7.3±0.3 实施列4 801±17 8.2±0.4 实施列5 783±74 7.5±0.5 实施列6 512±40 5.2±0.2 实施列7 384±27 5.2±0.5 实施列8 572±15 6.3±0.4 实施列9 786±37 6.2±0.3
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