專利名稱：ZrO的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種機(jī)械性能優(yōu)異的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料及其生產(chǎn)方法。
背景技術(shù)：
與金屬和塑料材料相比，陶瓷材料顯示出優(yōu)異的硬度、耐磨性、耐熱性和耐腐蝕性。根據(jù)陶瓷材料在各應(yīng)用領(lǐng)域的實際應(yīng)用，例如生物材料部件如人造關(guān)節(jié)和假牙、醫(yī)用器械、切削工具如鉆頭和手術(shù)刀、汽車、飛機(jī)和宇宙飛船在困難條件下使用的機(jī)械部分，需要開發(fā)出一種高水平的具有進(jìn)一步改善的機(jī)械強(qiáng)度和韌性的陶瓷材料。近年來，作為陶瓷材料的潛在候選物，氧化鋯(ZrO2)-氧化鋁(Al2O3)復(fù)合陶瓷材料已經(jīng)受到人們的關(guān)注。
例如，日本專利早期公開[kokai]No.5-246760公開了一種ZrO2基的復(fù)合陶瓷燒結(jié)體，它包括含有5-30mol％CeO2的四方相ZrO2晶?；w相和選自Al2O3、SiC、Si3N4和B4C中至少一種微晶粒的分散相，其分散在ZrO2晶粒中且位于基體相的晶粒間界上。通過分散相的存在，抑制四方相晶粒的生長，并且得到基體相的微晶粒結(jié)構(gòu)，以致于主要是由于斷裂源裂縫尺寸的減小而得到顯著的加固。
另外，美國專利No.5,728,636公開了一種具有高機(jī)械強(qiáng)度和韌性的ZrO2基陶瓷材料，其包括ZrO2晶粒的四方ZrO2相，該晶粒具有5μm或更小的平均粒徑并含有8-12mol％的CeO2和0.05-4mol％的TiO2作為穩(wěn)定劑，和具有2μm或更低平均粒徑的Al2O3晶粒的Al2O3相。在該陶瓷材料中，Al2O3晶粒以2％或更高的分散率分散在ZrO2晶粒中，該分散率定義為分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒數(shù)量與分散在陶瓷材料中的全部Al2O3晶粒數(shù)量的比。另外，通過使用CeO2和TiO2的組合作為穩(wěn)定劑，可以適當(dāng)?shù)卮龠M(jìn)ZrO2晶粒的晶粒生長，從而使部分Al2O3晶粒有效地分散在ZrO2晶粒中，并且使從四方相ZrO2到單斜晶ZrO2應(yīng)力誘導(dǎo)相變的臨界應(yīng)力增加。
順便說一下，作為改善此種陶瓷材料耐磨性和硬度的一種潛在方法，建議增加Al2O3的添加量。然而，增加Al2O3的含量一般會導(dǎo)致機(jī)械強(qiáng)度和韌性的降低。在上述情況中，在復(fù)合陶瓷燒結(jié)體或陶瓷材料中優(yōu)選的Al2O3的添加量在0.5-50體積％范圍內(nèi)。當(dāng)Al2O3的添加量超過50體積％時，Al2O3成為基體相，因此難以保持基于ZrO2應(yīng)力誘導(dǎo)相變的增強(qiáng)機(jī)理。從而，機(jī)械強(qiáng)度和韌性發(fā)生大幅度降低。
因此，為了在更大的Al2O3的量情況下，提供優(yōu)異耐磨性和硬度且不降低其機(jī)械強(qiáng)度和韌性，先前的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料還有問題需要解決。

發(fā)明內(nèi)容
因此，本發(fā)明的首要目的是提供一種具有增強(qiáng)的耐磨性和硬度的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料，在Al2O3的含量比以前更大的情況下，同時在機(jī)械強(qiáng)度和韌性之間保持良好的平衡。
換句話說，本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料包含由90體積％或更多的四方相ZrO2組成的ZrO2相和Al2O3相，其中在復(fù)合陶瓷材料中Al2O3相的含量范圍為20-70體積％，且復(fù)合陶瓷材料包括分散在其中的復(fù)合粒子，每個復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)是含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
在上述復(fù)合陶瓷材料中，優(yōu)選的是ZrO2相含有10-12mol％的CeO2作為穩(wěn)定劑。另外，優(yōu)選的存在于所述復(fù)合粒子中且含有其中微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒的數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中的全部Al2O3晶粒的數(shù)量的比率為0.3％或更高。該比率限定了本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料中復(fù)合粒子的優(yōu)選含量。
另外，優(yōu)選的分散在ZrO2晶粒中Al2O3晶粒的數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中的全部Al2O3晶粒數(shù)量的第一分散率為1.5％或更高。特別地，該第一分散率限定了其中含有微ZrO2晶粒且被包圍在ZrO2晶粒中的Al2O3數(shù)量和其中未含有微ZrO2晶粒且被包圍在ZrO2晶粒中的Al2O3數(shù)量的總數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中全部Al2O3晶粒數(shù)量的比率。當(dāng)?shù)谝环稚⒙蕿?.5％或更高時，通過分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶?？筛行У卦鰪?qiáng)復(fù)合陶瓷材料。因此，本發(fā)明復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能可得到進(jìn)一步的改善。
另外，優(yōu)選的分散在Al2O3晶粒中的ZrO2晶粒的數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中全部ZrO2晶粒數(shù)量的第二分散率為4％或更高。特別地，該第二分散率限定了被包圍在Al2O3晶粒中構(gòu)成復(fù)合粒子的ZrO2晶粒的數(shù)量和被包圍在Al2O3晶粒中未構(gòu)成復(fù)合粒子的ZrO2晶粒的數(shù)量的總數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中全部ZrO2晶粒數(shù)量的比率。當(dāng)?shù)诙稚⒙蕿?％或更高時，可能增加通過將微四方相ZrO2晶粒包圍在Al2O3晶粒中形成的氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)的含量，如后面所述的。因此，本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料表現(xiàn)出具有更高可靠性的優(yōu)異機(jī)械性能。
在本發(fā)明中，復(fù)合陶瓷材料機(jī)械性能的改善是通過積極地將復(fù)合粒子分散到復(fù)合陶瓷材料中，因此增加氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)的形成量而實現(xiàn)的。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種制備上述ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的方法。更確切的說，該方法包括下列步驟將提供所述ZrO2相的第一粉末與提供所述Al2O3相的第二粉末混合，使復(fù)合陶瓷材料中Al2O3相的數(shù)量在20-70體積％范圍內(nèi)；將形成的混合物模壓成要求的形狀，得到生壓坯；及在含氧氣氛下燒結(jié)該生壓坯，以使該復(fù)合陶瓷材料含有分散的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)是其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
作為上述方法中第二粉末的優(yōu)選制備方法，其包括將ZrO2粉末加入到選自具有表面積為50-400m2/g的θ-Al2O3粉末和γ-Al2O3粉末中的至少一種，獲得混合粉末的步驟。另外，優(yōu)選的，該制備方法包括將ZrO2粉末加入到鋁鹽的水溶液和烷醇鋁的有機(jī)溶液中的一種溶液中，水解形成的混合物，得到沉淀物，然后干燥沉淀物的步驟?？蛇x擇的，該制備方法優(yōu)選包括將鋯鹽的水溶液加入到鋁鹽的水溶液和烷醇鋁的有機(jī)溶液中的一種溶液中，水解形成的混合物得到沉淀物，然后干燥沉淀物的步驟。在這些制備方法中，優(yōu)選的是在800℃-1300℃的溫度下，在含氧氣氛中鍛燒混合粉末或沉淀物。
從更有效地將復(fù)合粒子分散到本發(fā)明復(fù)合陶瓷材料中的角度看，特別優(yōu)選的，第二粉末主要由平均粒徑為0.3μm或更低的α-Al2O3粒子組成，每一粒子其中含有微ZrO2晶粒。在這種情況下，在燒結(jié)步驟中可能會促進(jìn)復(fù)合粒子的形成，并因此增加復(fù)合陶瓷材料中氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)的含量。
不局限于理論的束縛，目前認(rèn)為本發(fā)明中機(jī)械性能的顯著改善由如下機(jī)理導(dǎo)致。如上所述，本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的特點是其中分散復(fù)合粒子，其中每一復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)是其中含有微(四方相)ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在(更大的)ZrO2晶粒中。由于被包圍在Al2O3晶粒中的微(四方相)ZrO2晶粒提供了氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)，通過微ZrO2晶粒的存在，顯著改善了Al2O3晶粒的韌性。當(dāng)這種韌性改善的Al2O3晶粒被包圍在(較大)的ZrO2晶粒粒中時，在ZrO2晶粒中形成亞晶粒間界。亞晶粒間界的形成起到將摻有韌性改善的Al2O3晶粒的(較大)ZrO2晶粒分成尺寸比設(shè)想的更小的晶粒的作用。
另外，在(較大)ZrO2晶粒中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力場增加了引起從四方相ZrO2到單斜晶ZrO2的應(yīng)力誘導(dǎo)相變所需要的臨界應(yīng)力。而且，在本發(fā)明中，復(fù)合粒子(在本說明書中，將復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)命名為“三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)”)的分散顯著地降低了構(gòu)成復(fù)合陶瓷材料的ZrO2和Al2O3晶粒的平均粒徑。因此，根據(jù)這種在納米級的獨(dú)特的結(jié)構(gòu)控制，可提供一種具有優(yōu)異耐磨性和硬度的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料，同時在復(fù)合陶瓷材料中Al2O3的含量更大，即40-70體積％的情況下，在機(jī)械強(qiáng)度和韌性之間保持良好的平衡。
根據(jù)下面對本發(fā)明的詳細(xì)說明可以更清楚地理解本發(fā)明的這些和其它目的及優(yōu)點。


圖1是展示分散在本發(fā)明ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料中的復(fù)合粒子的SEM照片。
具體實施例方式
本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的ZrO2相由90體積％或更多的四方相ZrO2組成。為了得到這樣高含量的四方相ZrO2，優(yōu)選的ZrO2相含有10-12mol％CeO2作為穩(wěn)定劑。當(dāng)CeO2的含量低于10mol％時，單斜晶ZrO2的含量相對增加，所以在復(fù)合陶瓷材料中很容易產(chǎn)生裂縫。另一方面，當(dāng)CeO2的含量超過12mol％時，高溫穩(wěn)定相的立方ZrO2開始出現(xiàn)，因此恐怕通過從四方相ZrO2到單斜晶ZrO2的應(yīng)力誘導(dǎo)相變不能充分改善機(jī)械強(qiáng)度和韌性。優(yōu)選的，氧化鋯相由90體積％或更高的四方相ZrO2和余量的單斜晶ZrO2組成。
本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料必要的含有20-70體積％，及優(yōu)選40-60體積％的Al2O3相。當(dāng)Al2O3的含量低于20體積％時，復(fù)合陶瓷材料的耐磨性和機(jī)械強(qiáng)度不能得到充分的改善。另一方面，當(dāng)Al2O3的含量超過70體積％時，機(jī)械強(qiáng)度和韌性會產(chǎn)生相當(dāng)大的降低。當(dāng)Al2O3的含量在40-60體積％范圍內(nèi)時，可提供在機(jī)械強(qiáng)度和韌性之間具有高度良好平衡的高可靠性陶瓷材料。
本發(fā)明復(fù)合陶瓷材料的最重要特點是積極的將復(fù)合粒子分散到復(fù)合陶瓷材料中，如圖1所示，每一復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)是其中含有微(四方相)ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
在本發(fā)明中，優(yōu)選的在復(fù)合粒子中存在且含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒的數(shù)量與分散在復(fù)合陶瓷材料中全部Al2O3晶粒數(shù)量的比是0.3％或更高。當(dāng)該比率低于0.3％時，復(fù)合陶瓷材料中氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)的形成量降低，因此同增加Al2O3的含量一樣，對提高機(jī)械強(qiáng)度和韌性的作用不是很充分。另一方面，當(dāng)比率大于0.3％時，可使復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和韌性都得到非常大的提高。
同樣優(yōu)選的是，分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒的數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中全部Al2O3晶粒的數(shù)量的第一分散率為1.5％或更高。當(dāng)?shù)谝环稚⒙实陀?.5％時，因亞晶粒間界形成使ZrO2晶粒分成尺寸更小晶粒的效果變得不足，所以同增加Al2O3含量一樣，容易引起強(qiáng)度降低。對第一分散率的上限沒有限制。從理論的角度看，隨著第一分散率的增加，可進(jìn)一步改善復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能。分散在ZrO2晶粒中Al2O3晶粒的數(shù)量包括存在于復(fù)合粒子中的Al2O3晶粒的數(shù)量。
優(yōu)選的，分散在Al2O3晶粒中的ZrO2晶粒的數(shù)量相對于分散在復(fù)合陶瓷材料中的全部ZrO2晶粒粒的數(shù)量的第二分散率為4％或更高。當(dāng)?shù)诙稚⒙实陀?％時，氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)的形成量降低，所以對提高復(fù)合陶瓷材料機(jī)械性能的作用不足。特別的，存在大量Al2O3的情況下，當(dāng)?shù)诙稚⒙实陀?％時，客易引起強(qiáng)度的降低。對第二分散率的上限沒有限制。從理論的角度看，隨著第二分散率的增加，復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能可進(jìn)一步改善。
假設(shè)微ZrO2晶粒能夠被包圍在Al2O3晶粒粒中，那么對復(fù)合粒子中的微ZrO2晶粒的粒徑?jīng)]有限制。例如，優(yōu)選的，平均粒徑為幾十納米的微四方相ZrO2晶粒被包圍在Al2O3晶粒中。分散于Al2O3晶粒中的ZrO2晶粒的數(shù)量包括復(fù)合粒子中Al2O3晶粒包圍的微ZrO2晶粒的數(shù)量。
優(yōu)選的，復(fù)合陶瓷材料的Al2O3晶粒的平均粒徑為0.1-0.5μm。當(dāng)平均粒徑超過0.5μm時，難于以上述第一分散率將Al2O3晶粒分散到ZrO2晶粒中。另一方面，當(dāng)平均粒徑低于0.1μm時，難以通過無壓燒結(jié)得到復(fù)合陶瓷材料的高密度燒結(jié)體。
確定復(fù)合粒子中ZrO2晶粒的粒徑，以使其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。然而，當(dāng)ZrO2晶粒的粒徑過大時，它會導(dǎo)致復(fù)合陶瓷材料的強(qiáng)度降低。從這個角度看，優(yōu)選的復(fù)合陶瓷材料的ZrO2晶粒的平均粒徑范圍為0.1-1μm。這個平均粒徑是基于除了包圍在Al2O3晶粒中的微ZrO2晶粒以外的ZrO2晶粒。當(dāng)平均粒徑超過1μm，將會降低耐磨性和機(jī)械強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)平均粒徑低于0.1μm時，將難以通過無壓燒結(jié)得到復(fù)合陶瓷材料的高密度燒結(jié)體。
順便提一句，在具有由平均粒徑為幾個微米級的ZrO2和Al2O3晶粒的簡單混合結(jié)構(gòu)的常規(guī)復(fù)合陶瓷材料中，當(dāng)Al2O3的含量超過30體積％時，基于從四方相ZrO2到單斜晶ZrO2的應(yīng)力誘導(dǎo)相變的增韌機(jī)理不是復(fù)合陶瓷材料的主要影響因素，因此，存在機(jī)械強(qiáng)度和韌性逐漸降低的趨勢。另外，當(dāng)Al2O3的含量超過50體積％時，這意味著復(fù)合陶瓷材料的基體相是由Al2O3相提供。這導(dǎo)致常規(guī)復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能顯著的惡化。
依照本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料，其中分散有具有三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)的復(fù)合粒子，每一被包圍在Al2O3晶粒中的微ZrO2晶粒和每一被包圍在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒有助于促進(jìn)堆積位錯并在晶粒中形成亞晶粒間界，所以復(fù)合陶瓷材料的耐磨性和機(jī)械強(qiáng)度可以得到顯著的改善。特別的，當(dāng)Al2O3的含量在40-60體積％的范圍內(nèi)，微四方相ZrO2晶粒均勻地分散在Al2O3晶粒中，形成氧化鋯增韌氧化鋁(ZTA)結(jié)構(gòu)，因此明顯地增強(qiáng)了Al2O3晶粒。換句話說，即使當(dāng)Al2O3的含量超過50體積％時，通過用四方相ZrO2晶粒有效增強(qiáng)的微晶粒結(jié)構(gòu)的形成，能保持高的機(jī)械強(qiáng)度和韌性。由于上述原因，當(dāng)Al2O3的含量超過50體積％，Al2O3相為基體相時得到的本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和韌性與前面以ZrO2相為基體相的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料基本一樣優(yōu)異。
不局限于理論的束縛，目前認(rèn)為本發(fā)明復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能是由于下列機(jī)理而得到改善的。即，當(dāng)將復(fù)合粒子分散到復(fù)合陶瓷材料中時，每一復(fù)合粒子具有的結(jié)構(gòu)為，含有微四方相ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在四方相ZrO2晶粒中，在燒結(jié)后的冷卻過程中，由于Al2O3和ZrO2之間熱膨脹系數(shù)的不同，在每一Al2O3晶粒中的微四方相ZrO2晶粒周圍和每一四方相ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒周圍局部產(chǎn)生剩余應(yīng)力場。由于剩余應(yīng)力場的影響，在各個晶粒中很容易造成大量的位錯。位錯彼此間堆積起來，并且最后在Al2O3和ZrO2晶粒中分別形成亞晶粒間界。亞晶粒間界提供了更細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)，其能夠增加導(dǎo)致四方相ZrO2到單斜晶ZrO2的應(yīng)力誘導(dǎo)相變所要求的臨界應(yīng)力。結(jié)果，本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料具有優(yōu)異的耐磨性和硬度，也具有高的機(jī)械強(qiáng)度和韌性。
參照圖1的SEM照片，更具體地說明本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料結(jié)構(gòu)。該SEM照片表明，上述復(fù)合晶粒存在于其中未含有Al2O3晶粒的普通四方相ZrO2晶粒和其中未含有ZrO2晶粒的普通α-Al2O3晶粒的均勻混合結(jié)構(gòu)中。另外，它表明其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒和其中不含微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒分散在構(gòu)成復(fù)合粒子的較大的ZrO2晶粒中。而且，在復(fù)合陶瓷材料中，除了復(fù)合粒子外，還存在含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒。對單個Al2O3晶粒中微ZrO2晶粒的數(shù)量和單個ZrO2晶粒中Al2O3晶粒的數(shù)量沒有限制。例如，可有大量的微ZrO2晶粒被包圍在單個Al2O3晶粒中，或者可有大量的Al2O3晶粒被包圍在單個ZrO2晶粒中。
作為本發(fā)明的一個優(yōu)選實施方式，除了CeO2以外，氧化鋯相可以含有其他穩(wěn)定劑如MgO、CaO、TiO2和/或Y2O3。例如，除了含10-12mol％的CeO2以外，優(yōu)選的使用相對于氧化鋯相的總量的0.01-1mol％的TiO2和/或0.01-0.5mol％的CaO。在這種情況下，通過加入TiO2，使氧化鋯相的晶粒生長增強(qiáng)到一個適當(dāng)?shù)某潭龋虼薃l2O3晶?？扇菀椎胤稚⒌絑rO2晶粒中。另外，能增加應(yīng)力誘導(dǎo)相變的臨界應(yīng)力。當(dāng)TiO2的添加量低于0.01mol％時，不能充分達(dá)到增強(qiáng)氧化鋯相晶粒生長的效果。另一方面，當(dāng)TiO2的添加量超過1mol％時，容易發(fā)生氧化鋯相晶粒異常的生長，因此復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械強(qiáng)度和耐磨性可惡化。
另一方面，加入CaO防止了氧化鋯相晶粒異常的生長，從而改善在機(jī)械強(qiáng)度和韌性之間的平衡。特別是，對于得到具有優(yōu)異耐磨性和機(jī)械強(qiáng)度的復(fù)合陶瓷材料有效。當(dāng)CaO的添加量低于0.01mol％時，不能充分達(dá)到抑止氧化鋯相晶粒異常生長的效果。另一方面，當(dāng)CaO的添加量超過0.5mol％時，在氧化鋯相中開始出現(xiàn)立方相氧化鋯，因此將難以得到由90體積％或更高的四方相ZrO2組成的氧化鋯相。立方相氧化鋯的生成將會導(dǎo)致氧化鋯相的平均粒徑的增大。在這種情況下，將產(chǎn)生機(jī)械強(qiáng)度、韌性和耐磨性的惡化。氧化鋯相可以含有少量的雜質(zhì)。例如，要求雜質(zhì)的含量相對于氧化鋯相的總量為0.5mol％或更低。
本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料優(yōu)選的用在需要通過增加Al2O3的含量期望的優(yōu)異耐磨性能，同時保持與現(xiàn)有技術(shù)的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料基本相當(dāng)?shù)臋C(jī)械強(qiáng)度和韌性領(lǐng)域的領(lǐng)域。例如，優(yōu)選將本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料用于如國際專利申請WO 02/11780中描述的人造關(guān)節(jié)。即，當(dāng)人造關(guān)節(jié)的連接部分是由復(fù)合陶瓷材料和聚乙烯之間的滑動接觸提供時，將能夠減少聚乙烯的損耗。另外，當(dāng)人造關(guān)節(jié)的連接部分是由復(fù)合陶瓷材料之間的滑動接觸提供時，耐磨性將得到顯著的改善。因此，通過使用本發(fā)明的復(fù)合陶瓷材料，能夠得到在活體中苛刻的條件下，能長時間地穩(wěn)定提供平滑連接動作的人造關(guān)節(jié)。
接下來，將說明本發(fā)明制造本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的方法。本方法包括下列步驟，將用于提供ZrO2相的第一粉末和用于提供Al2O3相的第二粉末混合，以使在復(fù)合陶瓷材料中Al2O3相的含量在20-70體積％范圍內(nèi)，將形成的混合物模壓成要求的形狀，得到生壓坯，在含氧氣氛下燒結(jié)該生壓坯，以使復(fù)合陶瓷材料含有分散在其中的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)的含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
為了得到由90體積％或更高的四方相ZrO2組成的ZrO2相，優(yōu)選的，制備第一粉末以使ZrO2相中含有10-12mol％的CeO2作為穩(wěn)定劑。另外，作為第一粉末，優(yōu)選地，使用除CeO2外，還含有所需量的TiO2和/或CaO的四方相ZrO2粉末。對制備第一粉末的方法沒有限制。例如，推薦下列方法。
即，將含鈰化合物如鈰鹽加入到鋯鹽的水溶液中。如果需要，可將鈦鹽和/或鈣鹽的水溶液、或烷醇鈦或烷醇鈣的有機(jī)溶液作為含鈦或含鈣化合物加入。然后，通過將堿性的水溶液如氨水加入到形成的混合物中進(jìn)行水解，得到沉淀物。干燥沉淀物，在含氧氣氛下如，在空氣中煅燒，然后通過濕球磨研磨的方式將其研磨成粉，得到具有要求粒子分布的四方相ZrO2粉末。
在使用四方相ZrO2粉末的情況下，優(yōu)選地，ZrO2粉末具有的比表面積為10-20m2/g以得到具有足夠生壓坯密度的生壓坯。這種生壓坯易于進(jìn)行無壓燒結(jié)。當(dāng)比表面積小于10m2/g時，燒結(jié)后將難以得到平均粒徑為1μm或更低的ZrO2相。另一方面，當(dāng)比表面積大于20m2/g時，堆積密度大幅度下降，因此對第一粉末的處理變得困難。結(jié)果，不能通過無壓燒結(jié)將生壓坯致密地?zé)Y(jié)。
在本發(fā)明中，為了將由三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)組成的復(fù)合粒子均勻地分散在復(fù)合陶瓷材料中，特別優(yōu)選的是使用包括每一粒子中含有微ZrO2粒子的Al2O3粒子的復(fù)合粉末作為第二粉末。例如將所需含量的第一粉末與Al2O3粉末混合，得到混合粉末，然后在800℃-1300℃的溫度下，優(yōu)選在1000℃-1200℃的溫度下，在含氧氣氛中煅燒形成的混合物粉末，得到復(fù)合粉末。在這種情況下，優(yōu)選的Al2O3粉末為選自比表面積為50-400m2/g的θ-Al2O3粉末和γ-Al2O3粉末中至少一種粉末。Al2O3粉末的比表面積比第一粉末的比表面積高很多。換句話說，由于用于制備復(fù)合粉末的Al2O3粉末比第一粉末細(xì)得多，因此上述混合粉末包含被超細(xì)Al2O3粒子包圍的ZrO2粒子。
接著，在煅燒過程中發(fā)生了混合粉末的θ-Al2O3和/或γ-Al2O3到α-Al2O3的相變。這時，混合粉末中的ZrO2粒子被包圍在具有由相變導(dǎo)致增加的粒徑的α-Al2O3粒子中，。這樣得到的復(fù)合粉末與使用θ-Al2O3或γ-Al2O3粉末的情況相比具有優(yōu)異的模壓加工性。此外，還有一個優(yōu)點是可以容易地將分散在復(fù)合陶瓷材料中的Al2O3粒子的平均粒徑控制在0.1-0.5μm范圍內(nèi)。
優(yōu)選的由上述方法得到的復(fù)合粉末主要由平均粒徑為0.3μm或更低的α-Al2O3粒子組成，每個Al2O3中含有微ZrO2粒子。然而，對復(fù)合粉末中α-Al2O3的量沒有限制。即，有部分θ-Al2O3或γ-Al2O3通過煅燒轉(zhuǎn)化成α-Al2O3已經(jīng)足夠，并且還允許是θ-Al2O3和/或γ-Al2O3h和α-Al2O3混合狀態(tài)。
對制備第二粉末的方法沒有限制。例如，將ZrO2粉末加入到鋁鹽的水溶液或烷醇鋁的有機(jī)溶液中。水解形成的混合物，形成沉淀物，及然后干燥沉淀物。在含氧氣氛中，800℃-1300℃的溫度下煅燒沉淀物，然后通過濕球磨研磨的方法研磨成粉，以獲得具有要求的粒子分布的第二粉末。在上述方法中，可以用鋯鹽的水溶液取代ZrO2粉末。
在制備復(fù)合粉末作為第二粉末時，對Al2O3和ZrO2的混合比沒有限制。為了能高效地獲得其中含有微ZrO2粒子的α-Al2O3粒子，復(fù)合粉末中Al2O3和ZrO2的體積比優(yōu)選為95∶5到50∶50的范圍內(nèi)。當(dāng)體積比中ZrO2的值小于5時，將難以通過煅燒方法獲得足夠量的其中含有微ZrO2粒子的α-Al2O3粒子。因此，復(fù)合陶瓷材料中復(fù)合粒子的形成量降低。另一方面，當(dāng)體積比中ZrO2的值大于50時，可能會發(fā)生ZrO2粒子的團(tuán)聚。當(dāng)上述體積比在90∶10到60∶40的范圍內(nèi)時，能更高效地獲得其中含有微ZrO2粒子的α-Al2O3粒子，因此提供一種適用于生產(chǎn)本發(fā)明復(fù)合陶瓷材料的高質(zhì)量復(fù)合粉末。
如果需要的話，燒結(jié)后，在含氧氣氛中進(jìn)行高溫等靜壓(HIP)處理。為了使高溫等靜壓處理的效果最佳，優(yōu)選的是，通過無壓燒結(jié)得到的復(fù)合陶瓷材料燒結(jié)體具有的相對密度為95％或更高。對含氧氣氛中氧氣的濃度沒有限制?？梢允褂醚鯕馀c惰性氣體如氬氣的混合氣體。在這種情況下，優(yōu)選的氧氣濃度相對混合氣體的總體積，約為5體積％或更高。
實施例依照下列優(yōu)選實施例對本發(fā)明進(jìn)行說明。本發(fā)明并不限于這些實施例。
(實施例1-6和比較例1-3)實施例1-6和比較例1-3中各ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料是由下面方法制備的。即，作為提供復(fù)合陶瓷材料ZrO2相的第一成分，使用表面積為15m2/g且含有11mol％CeO2，0.05mpl％TiO2，和0.16mol％CaO的四方相ZrO2粉末。另一方面，作為提供復(fù)合陶瓷材料Al2O3相的第二成分，使用包括比表面積為300m2/g的γ-Al2O3粉末和部分四方相ZrO2粉末的復(fù)合粉末。γ-Al2O3粉末和四方相ZrO2粉末的混合體積比為70∶30。
通過下述過程制備復(fù)合粉末。即，在乙醇溶劑中對所需量的γ-Al2O3粉末和四方相ZrO2粉末球磨24小時，然后干燥得到混合粉末。隨后，在空氣中，1000℃下煅燒混合粉末2小時。將得到的煅燒粉末在乙醇溶劑中再球磨24小時，然后干燥得到復(fù)合粉末。
剩余的四方相ZrO2粉末與復(fù)合粉末混合在一起，這樣復(fù)合陶瓷材料中Al2O3的含量在10-80體積％范圍內(nèi)，如表1所列。將形成的混合物在乙醇中球磨24小時，然后干燥得到燒結(jié)用的粉末。在比較例1中，Al2O3的含量為0。
在10MPa的壓力下，通過單軸壓制將得到的燒結(jié)用粉末模壓成直徑約為68mm的盤型生壓坯。在147MPa的壓力下，對生坯進(jìn)行低溫等靜壓(CIP)處理之后，在空氣中，1440℃的燒結(jié)溫度下，對生壓坯無壓燒結(jié)3小時得到燒結(jié)體。
對于實施例1-6和比較例1-3中的每一個，燒結(jié)體的相對密度均高于99％。通過X射線衍射分析，證實各燒結(jié)體中的ZrO2相由90體積％或更高的四方相ZrO2和余量的單斜晶ZrO2組成。另外，通過SEM(掃描電子顯微鏡)和TEM(透射電子顯微鏡)觀測，證實實施例1-6和比較例2和3中每個燒結(jié)體含有分散在其中的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子都具有三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)，即其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
另外，在表2中列出，第一分散率(W1)，定義為分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒的數(shù)量與分散在復(fù)合陶瓷材料中全部Al2O3晶粒的數(shù)量的比，第二分散率(W2)，定義為分散在Al2O3晶粒中的ZrO2晶粒的數(shù)量與分散在復(fù)合陶瓷材料中全部ZrO2晶粒的數(shù)量的比，第三分散率(W3)，定義為存在于復(fù)合粒子中且其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒的數(shù)量與分散在復(fù)合陶瓷材料中全部Al2O3晶粒的數(shù)量的比。
第一到第三分散率(W1，W2，W3)是由下述方法測定的。首先，通過拋光燒結(jié)體并對拋光表面進(jìn)行熱處理制得觀測樣品。然后，觀測樣品的SEM或觀測燒結(jié)體的TEM，將在視野范圍內(nèi)存在的全部Al2O3晶粒數(shù)計為(S1)，在同一視野范圍內(nèi)存在的全部ZrO2晶粒數(shù)計為(S2)，在同一視野范圍內(nèi)分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒數(shù)計為(n1)，在同一視野范圍內(nèi)分散在Al2O3晶粒中的ZrO2晶粒數(shù)計為(n2)，將在同一視野范圍內(nèi)，存在于復(fù)合粒子中并含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒數(shù)計為(n3)。將這些值代入下列公式，計算出那些分散率。結(jié)果如表2所示。
W1(％)＝(n1/S1)×100W2(％)＝(n2/S2)×100W3(％)＝(n3/S1)×100
表1

表2

另外，通過TEM/SEM觀測，測定實施例1-6和比較例1-3中的每個燒結(jié)體中ZrO2晶粒和Al2O3晶粒的平均粒徑。為了評估復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能，從燒結(jié)體中制備尺寸為4mm×3mm×40mm的試樣，然后在室溫下測量3-點抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性。通過IF法測量斷裂韌性。結(jié)果列于表1和表2中。
并且，為了評估復(fù)合陶瓷材料的耐磨性，在用蒸餾水作為潤滑劑存在的情況下，進(jìn)行盤上針(pin-on-disc)試驗。該針和盤是由同樣的復(fù)合陶瓷材料制成的，該針配有直徑為5mm，長度為15mm的圓柱體，及在圓柱頂端上形成頂角為30°的圓錐體。圓錐體的頂端有用作滑動面的直徑為1.5mm的鏡面?；瑒用娴谋砻娲植诙刃∮?.005μm Ra。
另一方面，盤的直徑為50mm和厚度為8mm。與針接觸的盤滑動表面是表面粗糙度小于0.005μm Ra的鏡拋光表面。將針放在盤上從盤中心半徑為22mm的圓周上以后，在60mm/秒的盤轉(zhuǎn)速下進(jìn)行盤上針試驗。對針上加載60N的負(fù)載，并且滑動距離是恒定的(25km)。由于針頂端的直徑為1.5mm，針頂端的最初摩擦壓力為33MPa。在同樣的條件下在重復(fù)盤上針試驗三次。采用試驗的平均值作為數(shù)據(jù)。
試驗后，測定針重量的降低，并且通過下列方程式計算磨損因子(Wf)。
Wf＝(W1-W2)/P·L·ρ其中，Wf磨損因子(mm3/Nm)W1試驗前針的干重(g)W2試驗后針的干重(g)P負(fù)載(N)L滑動距離(m)ρ試樣密度(g/mm3)另外，還測量了復(fù)合陶瓷材料的維氏硬度。表2顯示了磨損因子和硬度的測量結(jié)果。
如從表1和2的結(jié)果所理解的，含有20％-70體積％Al2O3的實施例1-6的燒結(jié)體的第一分散率(W1)大干1.5％，第二分散率(W2)大于4％，和第三分散率(W3)大于0.3％。此外，這些燒結(jié)體表現(xiàn)出優(yōu)異的機(jī)械性能，其抗彎強(qiáng)度大于1200MPa，斷裂韌性大于10.0MPa·m1/2。
另一發(fā)面，由于比較例1中的燒結(jié)體不含有Al2O3相，它具有優(yōu)異的斷裂韌性。然而，該燒結(jié)體的抗彎強(qiáng)度非常低。比較例2的燒結(jié)體具有優(yōu)異的斷裂韌性和與實施例1中燒結(jié)體基本相當(dāng)?shù)牡谝坏降谌稚⒙?。然而，比較例2中ZrO2晶粒的平均粒徑(＝1.35μm)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于實施例1中ZrO2晶粒的平均粒徑(＝0.43μm)。這說明，采用少量的Al2O3不能充分地抑止ZrO2晶粒的生長。結(jié)果，比較例2的燒結(jié)體具有相當(dāng)?shù)偷臋C(jī)械強(qiáng)度，并有機(jī)械性能增加變化的趨勢。因此，很難提供強(qiáng)度和韌性都優(yōu)異的復(fù)合陶瓷材料。對于比較例3中的燒結(jié)體，由于使用了過量的Al2O3，強(qiáng)度和韌性都顯著地降低了。此外，分散在ZrO2晶粒中的Al2O3晶粒數(shù)，即第一分散率(W1)非常低。這說明在使用這么大量Al2O3的條件下，復(fù)合粒子不能有效的分散到復(fù)合陶瓷材料中。
如上所述，本發(fā)明的目的是提供一種具有優(yōu)異耐磨性和硬度的陶瓷材料，在Al2O3含量比以前增大的情況下，同時保持高強(qiáng)度和韌性。表2的結(jié)果顯示出，當(dāng)Al2O3的含量范圍為20-70體積％時能顯著改善耐磨性和硬度。相反地，由于Al2O3的不足及ZrO2晶粒的平均粒徑增大，比較例2的燒結(jié)體的耐磨性降低。此外，由于復(fù)合陶瓷材料中含過量的Al2O3，比較例3的燒結(jié)體機(jī)械強(qiáng)度和韌性很差，并且耐磨性也降低。
(實施例7-21)由下述方法制備實施例7-21中的每一ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料。即，如表3中所列，使用比表面積為15m2/g并含有10-12mol％CeO2或含有10-12mol％CeO2、0.02-1mol％的TiO2，以及0.02-0.5mol％的CaO的四方相ZrO2粉末作為提供復(fù)合陶瓷材料中ZrO2相的第一成分。另一方面，使用通過下述過程制備的復(fù)合粉末作為提供復(fù)合陶瓷材料中Al2O3相的第二成分。即，將部分上述四方相ZrO2粉末加入氯化鋁(AlCl3)的鹽酸溶液中，使混合物的體積比為Al2O3∶ZrO2為70∶30。接著，將氫氧化鈉的水溶液加入到形成的混合溶液中，然后水解得到沉淀物。用水洗滌沉淀物，然后干燥。接著，在空氣中將干燥的沉淀物在1000℃下煅燒2小時。將得到的煅燒粉末在乙醇溶劑中球磨24小時，然后干燥得到復(fù)合粉末。
剩下的四方相ZrO2粉末與復(fù)合粉末混合，以使復(fù)合陶瓷材料中Al2O3的含量為40體積％。在乙醇溶劑中將形成的混合物球磨24小時，然后干燥得到用于燒結(jié)的粉末。通過單軸壓制將燒結(jié)用粉末模壓成要求的形狀，然后進(jìn)行無壓燒結(jié)，同實施例1一樣。
實施例7-21中的每一燒結(jié)體具有高于99％的相對密度。通過X射線衍射分析，證實每一燒結(jié)體中ZrO2相由90體積％或更高的四方相ZrO2，以及余量的單斜晶ZrO2組成。另外，通過SEM(掃描電子顯微鏡)和TEM(透射電子顯微鏡)觀測，證實實施例7-21的每一燒結(jié)體含有分散在其中的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子都具有三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)，即其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。同實施例1的情況一樣，測定了實施例7-21的第一到第三分散比。結(jié)果如表4所示。
表3

表4

此外，通過SEM/TEM觀測測定對于實施例7-21每一燒結(jié)體中ZrO2晶粒和Al2O3晶粒的平均粒徑。ZrO2晶粒的平均粒徑范圍在0.2-0.5μm范圍內(nèi)，Al2O3晶粒的平均粒徑為0.3μm或更低。為了評價復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能，從燒結(jié)體中制備尺寸為4mm×3mm×40mm的試樣，然后在室溫下測量3-點抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性。通過IF法測量斷裂韌性。結(jié)果示于表3和表4中。
表3和表4的結(jié)果表明，除了使用CeO2外，還可以通過使用少量的TiO2和CaO作為穩(wěn)定劑進(jìn)一步改善抗彎強(qiáng)度，而不會降低斷裂韌性。
(實施例22-27)由下述方法制備實施例22-27中每一ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料。即，使用比表面積為15m2/g并含有11mol％CeO2、0.05mol％的TiO2和0.13mol％的CaO的四方相ZrO2粉末作為提供復(fù)合陶瓷材料中ZrO2相的第一成分。另一方面，使用包括比表面積為100m2/g的θ-Al2O3粉末和部分上述四方相ZrO2粉末的復(fù)合粉末作為提供復(fù)合陶瓷材料中Al2O3相的第二成分。如表5所示，θ-Al2O3粉末和四方相ZrO2粉末混合的體積比在95∶5到50∶50的范圍內(nèi)變化。
通過下述過程制備復(fù)合粉末。即，將所需量的θ-Al2O3粉末和上述四方相ZrO2粉末在乙醇溶劑中球磨24小時，然后干燥得到混合粉末。隨后，在空氣中將混合粉末在1000℃下煅燒2小時。將這樣得到的煅燒粉末在乙醇溶劑中再球磨24小時，然后干燥得到復(fù)合粉末。
將剩下的四方相ZrO2粉末與復(fù)合粉末混合以使復(fù)合陶瓷材料中Al2O3的含量為50體積％。在乙醇溶劑中將形成的混合物球磨24小時，并干燥得到燒結(jié)用的粉末。通過單軸壓制將燒結(jié)用粉末模壓成要求的形狀，然后通過無壓燒結(jié)燒結(jié)得到燒結(jié)體，同實施例1的情況一樣。
實施例22-27中的每一燒結(jié)體具有高于99％的相對密度。通過X射線衍射分析，證實每一燒結(jié)體中ZrO2相由90體積％或更高的四方相ZrO2，以及余量的單斜晶ZrO2組成。另外，通過SEM(掃描電子顯微鏡)和TEM(透射電子顯微鏡)觀測，證實實施例22-27的每一燒結(jié)體含有分散在其中的復(fù)合粒子，其中每一粒子都具有三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)，即其中含有ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。同實施例1的情況一樣，測定了實施例22-27的第一到第三分散率。結(jié)果如表6所示。
此外，通過SEM/TEM觀測測定實施例22-27的每一燒結(jié)體中ZrO2晶粒和Al2O3晶粒的平均粒徑。ZrO2晶粒的平均粒徑為0.2-0.3μm范圍內(nèi)，Al2O3晶粒的平均粒徑為0.3μm或更低。為了評價復(fù)合陶瓷材料的機(jī)械性能，從燒結(jié)體中制備尺寸為4mm×3mm×40mm的試樣，然后在室溫下測量3-點抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性。通過IF法測量斷裂韌性。結(jié)果示于表5和表6中。
表5和6的結(jié)果表明，當(dāng)復(fù)合粉末中Al2O3和四方相ZrO2的混合比在95∶5到50∶50的范圍內(nèi)，尤其在90∶10到60∶40的范圍內(nèi)時，ZrO2晶?？捎行У乇话鼑贏l2O3晶粒中。此外，通過使用具有上述混合比的復(fù)合粉末可提高其中含有ZrO2晶粒的Al2O3晶粒數(shù)，即，第二分散率(W2)。而且，通過選擇復(fù)合粉末中Al2O3和四方相ZrO2適當(dāng)?shù)幕旌媳?，可獲得強(qiáng)度進(jìn)一步改善，同時韌性保持不變的復(fù)合陶瓷材料。
正如從上述實施例中所理解的，本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的特點在于，包括分散在其中的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子具有三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)，即其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在更大的ZrO2晶粒中。這種三重納米復(fù)合結(jié)構(gòu)提供了在Al2O3含量比以前更高的情況下，ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的耐磨性、硬度、強(qiáng)度和韌性的進(jìn)一步改善。因此，本發(fā)明的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料可優(yōu)選的期望應(yīng)用于各種領(lǐng)域，例如工業(yè)機(jī)器部件如光學(xué)纖維連接器的套圈、軸承和沖模，切削工具如剪刀和鋸條，文具產(chǎn)品，化學(xué)產(chǎn)品如機(jī)械密封和研磨介質(zhì)，運(yùn)動產(chǎn)品，醫(yī)療設(shè)備如外科手術(shù)刀，生物材料部件如人造關(guān)節(jié)、人造骨頭、人造牙根、基牙(abutment)和牙冠。
表5

表6

權(quán)利要求
1.一種ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料，包括由90體積％或更多四方相ZrO2組成的ZrO2相和Al2O3相，其中該復(fù)合陶瓷材料中所述Al2O3相的含量在20-70體積％范圍內(nèi)，且該復(fù)合陶瓷材料包括分散在其中的復(fù)合晶粒，每一復(fù)合晶粒的結(jié)構(gòu)是其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
2.權(quán)利要求1的復(fù)合陶瓷材料，其中所述ZrO2相含有10-12mol％的CeO2作為穩(wěn)定劑。
3.權(quán)利要求1的復(fù)合陶瓷材料，其中每個存在于所述復(fù)合粒子中且其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒的數(shù)量相對于復(fù)合陶瓷材料中分散的全部Al2O3晶粒的數(shù)量的比為0.3％或更高。
4.權(quán)利要求1的復(fù)合陶瓷材料，其中ZrO2晶粒中分散的Al2O3晶粒的數(shù)量相對于復(fù)合陶瓷材料中分散的全部Al2O3晶粒的數(shù)量的第一分散率為1.5％或更高。
5.權(quán)利要求1的復(fù)合陶瓷材料，其中Al2O3晶粒中分散的ZrO2晶粒的數(shù)量相對于復(fù)合陶瓷材料中分散的全部ZrO2晶粒的數(shù)量的第二分散率為4％或更高。
6.權(quán)利要求1的復(fù)合陶瓷材料，其中所述ZrO2相的平均粒徑在0.1-1μm范圍內(nèi)，且所述Al2O3相的平均粒徑在0.1-0.5μm范圍內(nèi)。
7.一種包括由90體積％或更多四方相ZrO2組成的ZrO2相和Al2O3相的ZrO2-Al2O3復(fù)合陶瓷材料的制備方法，該方法包括以下步驟將提供所述ZrO2相的第一粉末與提供所述Al2O3相的第二粉末混合，以使復(fù)合陶瓷材料中所述Al2O3相的量在20-70體積％范圍內(nèi)；將形成的混合物模壓成要求的形狀以得到生壓坯；及在含氧氣氛下燒結(jié)該生壓坯，以使復(fù)合陶瓷材料包括分散在其中的復(fù)合粒子，每一復(fù)合粒子的結(jié)構(gòu)是其中含有微ZrO2晶粒的Al2O3晶粒被包圍在ZrO2晶粒中。
8.權(quán)利要求7的方法，其中第一粉末包括含有10-12mol％CeO2作為穩(wěn)定劑的ZrO2粉末。
9.權(quán)利要求7的方法，其中第二粉末含有每個均其中含有微ZrO2粒子的Al2O3粒子。
10.權(quán)利要求7的方法，其中第二粉末的制備方法包括將ZrO2粉末加入到選自表面積為50-400m2/g的θ-Al2O3粉末和γ-Al2O3粉末中的至少一種，以得到混合粉末的步驟。
11.權(quán)利要求7的方法，其中第二粉末的制備方法包括將ZrO2粉末加入到鋁鹽的水溶液和烷醇鋁的有機(jī)溶液中的一種中，水解形成的混合物得到沉淀物，然后干燥沉淀物的步驟。
12.權(quán)利要求7的方法，其中制備第二粉末的方法包括將鋯鹽的水溶液加入到鋁鹽的水溶液和烷醇鋁的有機(jī)溶液中的一種中，將形成的混合物水解得到沉淀物，然后干燥該沉淀物的步驟。
13.權(quán)利要求10的方法，包括在含氧氣氛中，800℃-1300℃的溫度下煅燒混合粉末的步驟。
14.權(quán)利要求11或12的方法，包括在含氧氣氛中，800℃-1300℃的溫度下煅燒沉淀物的步驟。
15.權(quán)利要求7的方法，其中第二粉末主要由平均粒徑為0.3μm或更低的α-Al2O3粒子組成，每一粒子中含有微ZrO2粒子。
16.權(quán)利要求9的方法，其中第二粉末中Al2O3∶ZrO2的體積比在95∶5到50∶50的范圍內(nèi)。
全文摘要
提供了一種具有優(yōu)異耐磨性、硬度、強(qiáng)度和韌性的ZrO
文檔編號C04B35/119GK1673184SQ200510065640
公開日2005年9月28日 申請日期2005年3月23日 優(yōu)先權(quán)日2004年3月23日
發(fā)明者名和正弘, 中西秀雄, 末廣康彥 申請人:松下電工株式會社