Studie über die Herstellung und die mechanischen Eigenschaften von Purpurkeramik

Scientific Reports Band 13, Artikelnummer: 8755 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Eine Autorenkorrektur zu diesem Artikel wurde am 27. Juli 2023 veröffentlicht

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Ziel dieses Artikels ist die Herstellung einer intelligenten tragbaren violetten Keramik, die die Farbanforderungen der violetten Smart Wear auf dem Markt erfüllt, nachdem Zirkonat-Neodym als chromogenes Mittel verwendet wurde. Allerdings ist die mechanische Leistung von Zirkonat-Neodym-Lila-Keramik nicht zufriedenstellend, insbesondere weist sie eine äußerst geringe Bruchzähigkeit auf. Um dieses Problem zu lösen, wird Zirkonat-Neodym bei der Herstellung von mehrphasigen Keramiken 3 Mol-% yttriumstabilisiertes Zirkonoxid (3YSZ) zugesetzt, um dessen mechanische Eigenschaften zu verbessern. In diesem Experiment wurde eine Reihe von Keramikproben mit zunehmender Menge an 3YSZ (0, 20, 40, 50, 60, 70 und 80 %) im Sintertemperaturbereich von 1400–1500 °C hergestellt. Es wurde festgestellt, dass sich bei gleicher Temperatur die mechanischen Eigenschaften der Keramikproben mit zunehmendem 3YSZ-Gehalt allmählich verbesserten. Darüber hinaus verbesserten sich bei gleichem Gehalt die mechanischen Eigenschaften der Keramikproben mit abnehmender Temperatur allmählich. Die Ergebnisse zeigen, dass, wenn 3YSZ einen Massenanteil von 80 % hat und bei 1400 °C gesintert wird, die Bruchzähigkeit der vorbereiteten Keramikproben 8,15 MPa‧m1/2 erreicht, was fast doppelt so hoch ist wie die des monolithischen Neodymzirkonats 2,57 MPa‧m1/2. Die Vickershärte der vorbereiteten Keramikproben erreichte 12,93 GPa, was fast 88 % höher ist als die des undotierten Neodymzirkonats. Dies deutet darauf hin, dass die Proben in intelligenten Wearables wie der Rückwandplatine von Mobiltelefonen eingesetzt werden können und eine gewisse praktische Bedeutung für die technische Härtung von Zirkonatkeramiken haben.

Farbige Keramik wird aufgrund der rasanten Entwicklung von Wissenschaft und Informationstechnologie in verschiedenen Branchen häufig verwendet. Da farbige Keramiken eine helle Farbe haben, eine gute metallische Textur haben und hauptsächlich geringe Signalstörungen aufweisen, werden sie zunehmend in intelligenten Wearables wie Mobiltelefon-Backplanes, Uhrenringen und anderen verwendet. Allerdings ist die Sprödigkeit eine große Schwäche dieser Keramiken, insbesondere der Neodym-Zirkonat-Keramik; Daher ist die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Bruchzähigkeit der Keramik, zu einer obersten Priorität geworden. Matsumura et al.1 stellten mit der Hydenzine-Methode ein La2Zr2O7-Keramikmaterial her und maßen, dass seine Bruchzähigkeit und Biegefestigkeit 1,9 MPam1/2 bzw. 172 MPa erreichten. Lee et al.2 fügten Yttriumoxid zu Gadoliniumzirkonat hinzu, um Verbundkeramik herzustellen, und stellten fest, dass die Vickers-Härte von 6 auf 10 GPa anstieg. Yu Zhang et al.3 dotiert Ytterbiumoxid-stabilisiertes Zirkonoxid mit Gadoliniumzirkonat, was zu einer deutlich verbesserten Bruchzähigkeit des Materials führt.

Zirkonoxid weist die Eigenschaften einer Phasenwechselhärtung auf; Daher ist die martensitische Phasenänderung eines seiner Hauptmerkmale. Daher wird es häufig zur Verbesserung der Bruchzähigkeit keramischer Materialien eingesetzt4. Zirkonoxid wurde umfassend untersucht, und die Forschung zu Zirkonoxidkeramik bleibt ein Schwerpunkt. Zirkonoxidkeramik wird unter anderem in der Luft- und Raumfahrt, der Elektronik, der Metallurgie und der Kommunikation immer häufiger eingesetzt5. Den meisten Zirkonoxiden wird Yttriumdioxid zugesetzt. Insbesondere werden dem Zirkonoxid 6–8 Mol-% Y2O3 zugesetzt, um eine kubische Phase zu erhalten, und dem Zirkonoxid werden 3–6 Mol-% Yttrium zugesetzt, um ein teilweise stabilisiertes Zirkonoxid zu erhalten. Ein vollständig stabiles Zirkonoxid weist eine hohe Ionenleitfähigkeit auf, und ein teilweise stabilisiertes Zirkonoxid verfügt über hervorragende mechanische Eigenschaften bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen6.

Viele Übergangsmetalle haben in der Verbindung nicht nur einen Valenzzustand, sondern koexistieren auch in mehreren Valenzzuständen. Fujimori7 nannte dieses Phänomen die Theorie des gemischten Valenzzustands. Dies ist auf das Vorhandensein von Punktdefekten im Kristall zurückzuführen, die dazu führen, dass der Kristall besondere magnetische, optische und elektrische Eigenschaften aufweist. Bisher gibt es rote Zirkonoxidkeramiken auf dem Markt, die durch Zugabe von Eisentrioxid zu Zirkonoxid hergestellt werden, um die rote Farbe zu erzeugen8. Lila Keramik wird durch Zugabe von Neodymoxid oder Neodymzirkonat zu Zirkonoxid9 hergestellt. Himmelblaue Keramik wird durch Zugabe von Nickeloxid und Aluminiumoxid zu Zirkonoxid hergestellt10. Grüne Keramik wird durch Zugabe einer bestimmten Menge Nickeloxid, Aluminiumoxid, Chromoxid und Siliziumoxid zu Zirkonoxid hergestellt11. Die in diesen Märkten hergestellten farbigen Keramiken haben ein breites Anwendungsspektrum, vor allem in Dekorationen und Smart-Wearables wie Handy-Backplanes, Uhrenringen und anderen12,13.

In dieser Studie wurde 3YSZ zu Neodym-Zirkonat hinzugefügt, um Verbundkeramik herzustellen, die nicht nur die Farbanforderungen von violetter Keramik für Geheimdienste erfüllen kann, sondern auch die Bruchzähigkeit von violetter Neodym-Zirkonat-Keramik verbessert, um eine sichere Verarbeitung ohne vorzeitiges katastrophales Versagen zu ermöglichen.

In diesem Experiment wurde die Festphasen-Kugelmahlmethode zur Herstellung der Keramikproben verwendet. Hier wurde 3YSZ (ZrO2: Reinheit ≥ 99,9 %, Decheng Chemical Co., Ltd.; Y2O3: Reinheit ≥ 99,9 %, Yuekai Metal Materials Co., Ltd.) zu Neodymzirkonat (Reinheit ≥ 99,9 %, Yuekai Metal Materials Co.) hinzugefügt ., Ltd.) für Hochenergie-Kugelmahlen für 24 Stunden bei 450 U/min und mit einem Kugel-zu-Pulver-Gewichtsverhältnis von 4:1. Die Mahlmedien waren in absolutem Ethanol (CH3CH2OH: Reinheit ≥ 99,7). Die gemischte Aufschlämmung wurde 24 Stunden lang bei 338 K getrocknet und anschließend mit einem Mörser gemahlen. Nach dem Mahlen wurde es mit einem 80-Mesh-Sieb gesiebt. Anschließend wurden ca. 3 g des gesiebten Pulvers in eine Form mit einem Durchmesser von 25 mm gegeben. Zur Formung von Pellets mit 25 mm Durchmesser wurde eine elektrische Tischtablettenpresse mit einem angelegten Druck von 8 MPa verwendet. Anschließend wurde eine kaltisostatische Presse mit einem Druck von 200 MPa verwendet, bevor 3 Stunden lang in einem Luftofen (Hefei Kejing Material Technology Co., Ltd, KSL-1700X-A2) bei der eingestellten Temperatur gesintert wurde.

In dieser Arbeit wurde eine Reihe von Keramikproben mit 3YSZ-Massenanteilen von 0, 20, 40, 50, 60, 70 und 80 % bei Sintertemperaturen von 1500 °C, 1450 °C und 1400 °C hergestellt.

Gemäß der Bragg-Formel wurde zur Untersuchung der kristallinen Phase Röntgenbeugung (XRD) verwendet. Das Beugungsziel des Instruments für das Cu-Target sowie die Arbeitsspannung und der Arbeitsstrom betrugen 40 kV bzw. 40 mA. Der Scanbereich betrug 20 ~ 80° (2θ) und die Scangeschwindigkeit 2°/min. Die Phasenzusammensetzung und die zugehörigen Zellparameter wurden durch Vergleich mit der Standardkarte über die Jade-Software ermittelt.

Zur Analyse der Oberflächenmorphologie der vorbereiteten Keramikproben wurde Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FE-SEM, Zeiss, Sigma 500) eingesetzt, hauptsächlich mittels Sekundärelektronenbildgebung. Die Oberfläche aller Proben wurde mit einer automatischen Poliermaschine (Shenyang Kejing Automation Equipment Co., Ltd, UNIPOL-1200S) feinpoliert und anschließend in einem Hochtemperaturofen heißgeätzt. Die Heißätztemperatur wurde 20 Minuten lang auf 1400 °C eingestellt, und das Heißverrotten bei hoher Temperatur war notwendig, um Restspannungen und Kratzer auf der Probenoberfläche während des Feinpolierens zu entfernen.

Es wurde ein automatischer Vickers-Härteprüfer (MATSUZAWA in Japan, Via-S) verwendet, wobei eine Last von 2 kgf 10 s lang gehalten wurde. Vor der Bestimmung der Oberflächenpolierbehandlung der Keramikprobe muss die Testprobe im Mikroskop ohne offensichtliche Kratzer beobachtet werden. Alle Proben wurden eine halbe Stunde lang bei 1300 °C getempert. Dieser Vorgang wurde durchgeführt, um die beim Polieren und Schleifen entstehenden Eigenspannungen zu beseitigen. Die Vickers-Härte der Proben wird mit einem Vickers-Mikrohärteprüfgerät (VIA-S) gemessen. Alle Keramikproben wurden mindestens fünfmal getestet. In diesem Experiment betragen die Belastung und die Druckhaltezeit 2000 GF (9,8 N) bzw. 10 s. Die spezifische Berechnungsformel lautet wie folgt:

Dabei ist P die im Test verwendete Belastung (GF) und d die diagonale Länge des mikroskopischen Eindrucks (μm).

Zur Messung der Bruchzähigkeit wurde das gleiche automatische Vickers-Mikrohärteprüfgerät (VIA-S) zum Testen verwendet. Die angelegte Last betrug 3 kgf und die Druckhaltedauer betrug 10 s. Zur Berechnung der Bruchzähigkeit wurden die Diagonal- und Risslängen des Eindrucks gemäß Gl. gemessen. (2). Alle Proben wurden fünfmal getestet

Dabei bezeichnet KIC die Bruchzähigkeit (MPa‧m1/2), E den Elastizitätsmodul (GPa), Hv die Vickers-Härte (GPa), a die Hälfte der diagonalen Länge des Eindrucks und l die durchschnittliche Risslänge ( nm)14.

In dieser Arbeit wurden ein UV-Vis-Spektrophotometer (UV-3900, Hitachi), das XploRA Laser-Raman-Spektrometer (HORIBA Jobin Yvon) und ein Kolorimeter (KONICA MINOLTA, CM-1700A) verwendet, um die optischen Eigenschaften der Keramikproben zu testen .

Die Abbildungen 1, 2, 3, 4, 5, 6 und 7 zeigen das XRD-Muster der violetten 3YSZ-Keramikproben mit unterschiedlichen Sintertemperaturen und -gehalten. Es ist aus den Abbildungen ersichtlich. 1, 2, 3, 4, 5, 6 und 7 ergeben trotz unterschiedlicher Sintertemperaturen und unterschiedlicher Zusammensetzung der Mischung die gleichen kristallinen Phasen mit ähnlichen XRD-Mustern.

XRD-Muster von bei 1500 °C gesinterten Keramiken mit zunehmendem 3YSZ-Anteil. X = Gew.-% 3YSZ (m-ZrO2: PDF#37-1484).

XRD-Muster der Keramik mit 20 Gew.-% 3YSZ, gesintert bei 1500 °C (P: Pyrochlorstruktur: PDF#17-0458).

XRD-Muster der Keramik 0wt%3YSZ, gesintert bei 1500 °C (P: Pyrochlorstruktur: PDF#17-0458).

XRD-Muster von bei 1450 °C gesinterten Keramiken mit zunehmendem 3YSZ-Anteil. X = Gew.-% 3YSZ (m-ZrO2: PDF#37-1484).

XRD-Muster der Keramik mit 20 Gew.-% 3YSZ, gesintert bei 1450 °C (P: Pyrochlorstruktur: PDF#17-0458).

XRD-Muster von bei 1400 °C gesinterten Keramiken mit zunehmendem 3YSZ-Anteil. X = Gew.-%3YSZ.

XRD-Muster der Keramik mit 20 Gew.-% 3YSZ, gesintert bei 1400 °C (P: Pyrochlorstruktur: PDF#17-0458).

Wie in Abb. 1 dargestellt, ist die Hauptphase bei einer Sintertemperatur von 1500 °C die tetragonale Phase von Zirkonoxid. Wenn 3YSZ Massenanteile von 70 % und 80 % aufweist, erscheinen die charakteristischen Peaks der monoklinen Phase (− 111)m und (111)m beim Beugungswinkel 2θ von 28° bzw. 31°. Wenn 3YSZ einen anderen Gehalt hat, gibt es keine monoklinen (−111)m- und (111)m-charakteristischen Peaks beim Beugungswinkel 2θ von 28° und 31°, die anderen sind die Beugungspeaks von tetragonalem Zirkoniumoxid. Das Vorhandensein der tetragonalen Zirkonoxidphase wirkt sich positiv auf die mechanischen Eigenschaften von Keramik aus. Wie in den Abb. gezeigt. 2 und 3: Wenn der Massenanteil von 3YSZ 20 % und reines Neodymzirkonat beträgt, sind die charakteristischen Peaks (311), (331), (511) der Pyrochlorphase von Neodymzirkonat zu erkennen, wenn der Beugungswinkel 2θ 27°, 37° beträgt bzw. 44,5° können im XRD-Muster beobachtet werden. Dies weist darauf hin, dass die tetragonale Phase von Zirkonoxid und die Chloritphase von Neodymzirkonat nebeneinander existieren. Da der charakteristische Peak von Chlorit im XRD-Spektrum nicht deutlich zu erkennen ist, kann er nicht im höheren Gehalt an 3YSZ, also einem geringeren Gehalt an Neodymzirkonat, gesehen werden; es ist jedoch im Raman-Spektrum zu sehen.

Wie in den Abb. gezeigt. 4 und 5: Wenn die Sintertemperatur 1450 °C beträgt, ist die Hauptphase auch die tetragonale Phase von Zirkonoxid. Anders als bei der Sintertemperatur von 1500 °C werden bei einem Massenanteil von 3YSZ von 70 % keine charakteristischen Peaks der monoklinen Phase (− 111)m und (111)m beim Beugungswinkel 2θ von 28° und 31° beobachtet .

Wie in den Abb. gezeigt. 6 und 7: Wenn die Sintertemperatur 1400 °C beträgt, ist die Hauptphase auch die tetragonale Phase von Zirkonoxid. Anders als bei Sintertemperaturen von 1500 °C und 1450 °C erscheinen die charakteristischen Peaks der monoklinen Phase (− 111)m und (111)m bei einem Beugungswinkel von 2θ nicht, wenn 3YSZ Massenanteile von 70 % und 80 % aufweist 28° und 31°.

Wie aus den drei Raman-Spektren in Abb. 8 hervorgeht, können die Raman-Moden, die Pyrochlor entsprechen, unabhängig von der Sintertemperatur als Eg-Mode bei 300 cm-1, F2g-Mode bei 400 cm-1 und 600 cm-1, A1g, gesehen werden bei 530 cm−1 und der F2g-Modus bei 750 cm−1. In der Raman-Spektroskopie ist der entsprechende Beugungspeak nicht besonders offensichtlich, und diese Situation wurde auch in der einschlägigen Literatur berichtet15. Die bei den drei Sintertemperaturen hergestellten Keramikproben zeigen den gleichen Trend der Raman-Spektren. In den Raman-Spektren der vorbereiteten Keramikproben wird festgestellt, dass mit zunehmendem 3YSZ der Raman-Peak breiter wird und die Intensität des Peaks schwächer wird. Dieses Phänomen ist auf die strukturelle Störung16 zurückzuführen.

Raman-Spektren von Keramikproben mit unterschiedlichem 3YSZ-Gehalt und gesintert (a) 1500 °C (b) 1450 °C (c) 1400 °C.

Abbildung 9 und 10 zeigen die Oberfläche der verschiedenen Proben mit unterschiedlichen xwt% 3YSZ und unterschiedlichen Sintertemperaturen. Aus der Rasterelektronenmikroskopie (REM) ist ersichtlich, dass alle Proben eine dichte und gleichmäßige Mikrostruktur mit polygonalem Korn und scheinbar sauberen Korngrenzen aufweisen.

REM-Bilder von xwt%3YSZ, gesintert bei 1450 °C (a) x = 20, (b) x = 40, (c) x = 60, (d) x = 80.

REM-Bilder von xwt%3YSZ bei 1400 °C, gesintert bei (a) x = 20, (b) x = 40, (c) x = 60, (d) x = 80.

Wie in Abb. 9 dargestellt, ist bei einer Sintertemperatur von 1450 °C und einem Massenanteil von 3YSZ von 20 % aus der mikroskopischen Morphologie ersichtlich, dass die Korngröße immer noch groß ist. Die Korngröße nahm mit zunehmendem Massenanteil von 3YSZ allmählich ab. Als der Massenanteil von 3YSZ 80 % erreichte, erreichte die durchschnittliche Größe 0,8 μm. Bei einer solch hohen Menge an Zirkonoxid wurde das Wachstum der Neodym-Zirkonat-Körner behindert, was zu verbesserten mechanischen Eigenschaften der Keramik führte und das Wachstum der Neodym-Zirkonat-Körner behinderte, was zu kleineren Neodym-Zirkonat-Körnern führte. Dadurch werden seine mechanischen Eigenschaften verbessert.

Wie in Abb. 10 dargestellt, ändert sich die Korngröße bei einem Temperaturabfall auf 1400 °C und 1450 °C grob mit einer allmählichen Abnahme mit zunehmendem 3YSZ-Massenanteil. Wie in Abb. In den Abbildungen 9 und 10 ist für 3YSZ mit demselben Komponentengehalt bei unterschiedlichen Sintertemperaturen zu erkennen, dass die Korngröße mit abnehmender Temperatur abnimmt.

Wie in Abb. 11 dargestellt, zeigt das obige Bild BSE und das folgende Bild EDS. Durch die Kombination der beiden Tests können wir erkennen, dass es sich bei den großen Körnern um Nd2Zr2O7 und bei den kleinen Körnern um Zirkonoxid handelt, die in Abb. 10b markiert sind.

BSE- und EDS-Bilder von bei 1400 °C gesintertem 40wt%3YSZ.

Wie in Abb. 12 dargestellt, nimmt bei einer festen Sintertemperatur von 1400 °C der Purpurgrad der Keramikprobe mit zunehmendem 3YSZ-Massenanteil ab.

Bild von bei 1400 °C gesinterten Keramikproben.

In den Tabellen 1, 2 und 3 ist die Farbe (Chromatizitätswert) der Keramikproben aufgeführt. Es ist ersichtlich, dass bei gleicher Sintertemperatur mit zunehmendem 3YSZ-Massenanteil der Helligkeitswert (L*) aller Keramikproben insgesamt größer wird. Aufgrund der abgeschwächten Absorption des sichtbaren Lichts durch die Keramikprobe wird die Farbe flacher. Bei Keramikproben mit dem gleichen 3YSZ-Massenanteil ist aus Sicht des Chromatizitätswerts der Helligkeitswert (L*) umso kleiner, je niedriger die Temperatur ist. Allerdings ist der Unterschied im Chromatizitätswert (L*) gering, was darauf hindeutet, dass die Temperatur im Vergleich zur Zusammensetzung nur einen geringen Einfluss auf die Farbe hat.

Abbildung 13 zeigt die UV-Reflexionsspektren der vorbereiteten Keramikproben. Es ist zu erkennen, dass der Änderungstrend für alle Sintertemperaturen und -zusammensetzungen in etwa gleich ist. Für die gleichen Zusammensetzungen bleibt das Reflexionsvermögen bei allen Sintertemperaturen und derselben Wellenlänge im Wesentlichen unverändert, was darauf hindeutet, dass die Temperatur nur einen geringen Einfluss darauf hat. Bei gleicher Sintertemperatur kann stattdessen festgestellt werden, dass im Bereich der Wellenlänge des violetten Lichts von 400 bis 435 nm die Reflexion des violetten Lichts zunimmt und die Farbe Lila tiefer wird. Wenn daher der Gehalt an 3YSZ abnimmt, nimmt das Reflexionsvermögen der Keramik allmählich zu.

UV-Reflexionsspektren von violetter Keramik, gesintert bei verschiedenen Temperaturen. (a) 1500 °C (b) 1450 °C (c) 1400 °C.

Aus Abb. 14 ist ersichtlich, dass sich im Vergleich zu reinem Neodymzirkonat die Vickers-Härte unabhängig vom Massenanteil an ZrO2 verbesserte. Wenn der Gehalt an 3YSZ 80 % beträgt und die Sintertemperatur 1400 °C beträgt, beträgt die maximale Vickers-Härte 12,93 GPa, was fast 88 % höher ist als die von reinem Neodymzirkonat (6,86 GPa). Dies liegt an der verfeinerten Korngröße der Keramik. Bei gleicher Sintertemperatur steigt der Vickers-Härtewert mit zunehmendem 3YSZ-Massenanteil allmählich an. Bei gleichem 3YSZ-Gehalt steigt der Vickers-Härtewert mit sinkender Sintertemperatur. Basierend auf der Analyse der Bilder der Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie ist bei gleicher Sintertemperatur die Korngröße umso kleiner und die Härte umso höher, je höher der Massenanteil von 3YSZ ist. Bei gleichem 3YSZ-Gehalt gilt: Je niedriger die Temperatur, desto kleiner die Korngröße und desto größer ist die Widerstandsfähigkeit gegen Verformung und die entsprechende Härte.

(a) Eindruck von Keramikproben mit einem 3YSZ-Gehalt von 80 %, gesintert bei 1400 °C (Last 2 kgf). (b) Vickers-Härtewerte von Keramikproben, die bei verschiedenen Temperaturen und mit unterschiedlichen 3YSZ-Anteilen gesintert wurden.

Wie in Abb. 15 dargestellt, verbesserte sich die Bruchzähigkeit im Vergleich zu reinem Neodymzirkonat, unabhängig vom Massenanteil der ZrO2-Zusätze. Bei einem 3YSZ-Gehalt von 80 % und einer Sintertemperatur von 1400 °C ist die Bruchzähigkeit mit 8,15 MPa‧m1/2 maximal und damit fast doppelt so hoch wie bei reinem Neodymzirkonat (2,57 MPa‧m1/2).

(a) Eindruck von Keramikproben mit einem 3YSZ-Gehalt von 80 %, gesintert bei 1400 °C (Last 3 kgf). (b) Bruchzähigkeitswerte von Keramikproben, die bei verschiedenen Temperaturen und mit unterschiedlichen 3YSZ-Anteilen gesintert wurden.

Wie in den Abb. gezeigt. 9 und 10 verbessert die Zugabe der zweiten Phase die Dichte der Keramikprobe und macht die Körner feiner, wodurch auch die Korngröße von Neodymzirkonat viel kleiner wird. Darüber hinaus verhindert es die Rissausbreitung und verbessert so die Bruchzähigkeit keramischer Werkstoffe. Um zu untersuchen, ob der Zähigkeitsmechanismus in NZO auf Phasenwechselzähigkeit zurückzuführen ist, zeigt Abb. 16, dass die monokline Phase (m-ZrO2) von Zirkonoxid sowohl bei 178 cm−1 als auch bei 188 cm−1 der getesteten Raman-Spektren des Zirkonoxids auftritt Der 3YSZ-Qualitätswert beträgt 80 % der Probe, was darauf hinweist, dass eine martensitische Umwandlung von t-ZrO2 zu m-ZrO2 stattgefunden hat.

Raman-Spektren an der Vertiefung der bei 1400 °C gesinterten Keramikprobe mit einem 3YSZ-Anteil von 80 %.

Lila Keramik kann aus Mischungen von Neodymzirkonat und Yttriumoxid-stabilisiertem Zirkonoxid (3YSZ) hergestellt und im Temperaturbereich von 1400–1500 °C gesintert werden, was zu einer breiten Palette von Farbtönen führt, die möglicherweise in intelligenten Wearables verwendet werden.

Die Ergebnisse der UV-Reflexionsspektroskopieanalyse zeigen, dass mit zunehmendem 3YSZ-Gehalt die Absorption von sichtbarem Licht durch die Keramikprobe abnimmt und der Helligkeitswert der Keramikprobe zunimmt.

Die Zugabe von 3YSZ zu Neodymzirkonat führt zu verfeinerten Körnern und verbessert so dessen mechanische Eigenschaften: Die Vickers-Härte stieg bei 80 Gew.-% Zugabe von 3YSZ auf 12,93 GPa, was einer Steigerung von fast 88 % im Vergleich zu reinem Neodymzirkonat entspricht; Bruchzähigkeit 8,15 MPa‧m1/2, was im Vergleich zu reinem Neodymzirkonat aufgrund der Phasenwechselzähigkeit fast doppelt so hoch ist.

Alle während dieser Studie generierten oder analysierten Daten sind in diesem veröffentlichten Artikel (und seinen ergänzenden Informationsdateien) enthalten.

Eine Korrektur zu diesem Artikel wurde veröffentlicht: https://doi.org/10.1038/s41598-023-38494-y

Matsumura, Y., Yoshinaka, M., Hirota, K. & Yamaguchi, O. Bildung und Sintern von La2Zr2O7 durch die Hydrazinmethode. Solide. Landeskommun. 104, 341–345 (1997).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Lee, KS et al. Thermische und mechanische Eigenschaften von Sinterkörpern und EB-PVD-Schichten aus Y2O3-zugesetzter Gd2Zr2O7-Keramik für Wärmedämmschichten. J. Legierung. Compd. 507, 448–455 (2010).

Artikel CAS Google Scholar

Zhang, Y., Guo, L., Zhao, XX, Wang, CM & Ye, FX Verfestigungseffekt von Yb2O3 stabilisiertem ZrO2 dotiert in Gd2Zr2O7-Keramik für Wärmedämmschichten. Adv. Mater. Wissenschaft. Ing. 648, 385–391 (2015).

CAS Google Scholar

Roa, JJ, Turon-Vinas, M., Tovar, D., Ledesma, J. & Anglada, M. Chemische und Nanoindentationsstudie der Diffusion beim Sintern von 12Ce-ZrO2/3Y-ZrO2-Pulverschichten. Ceram. Int. 44, 2485–2490 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Han, AH, Wu, ZL & Zou, HL Einstufige alkalichloridunterstützte Lösungsverbrennungssynthese von 3YSZ-Nanopulvern mit ultrahoher spezifischer Oberfläche. Ceram. Int. 43, 16043–16047 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Kontopoulos, A. & Nicholson, PS Ionenleitfähigkeit von teilweise stabilisiertem Zirkonoxid. Marmelade. Ceram. Soc. 54, 317–318 (1971).

Artikel CAS Google Scholar

Fujimori, A. Gemischter Grundzustand von CeO2. Physik. Rev. B 28, 2281–2283 (1983).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Llusar, M., Calbo, J., Badenes, JA, Tena, MA & Monros, G. Synthese von Eisen-Zirkon-Korallen durch Kopräzipitation. J. Mater. Wissenschaft. 36, 153–163 (2001).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Lv, HD, Bao, JX, Qi, SY, Jing, Q. & Guo, WR Optische und mechanische Eigenschaften von violetter Zirkonoxidkeramik. J. Asiatisch. Ceram. Soc. 7, 306–311 (2019).

Artikel Google Scholar

Xiong, Y., Li, HC, Liu, Z., Yuan, AL & Liu, Q. Zubereitungen aus himmelblauer, ästhetischer Zirkonoxidkeramik. China. Ceram. 56, 45–50 (2020).

CAS Google Scholar

Lv, HD et al. Herstellungsmethode und Eigenschaften von grüner Zirkonoxidkeramik. J. Inn. Mong. Univ. Wissenschaft. Technol. 38, 96–102 (2019).

Google Scholar

Sani, E., Sciti, D., Capiani, C. & Silvestroni, L. Farbiges Zirkonoxid mit hoher Absorption und Sonnenselektivität. Drehbuch Mater. 186, 147–151 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Silvestroni, L., Capiani, C., Sciti, D. & Sani, E. Färbendes Zirkoniumoxid für neuartige energiesparende industrielle Anwendungen. Erneuern. Energie 190, 223–231 (2022).

Artikel CAS Google Scholar

Jing, Q. et al. Hohe Bruchzähigkeit und Alterungsbeständigkeit von 3Y-TZP-Keramik mit niedrigem Al2O3-Gehalt für Dentalanwendungen. Ceram. Int. 45, 6066–6073 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Xia, XL, Liu, ZG & Ouyang, JH Ordnungs-Unordnungs-Transformation und verbesserte Oxid-Ionen-Leitfähigkeit von (Sm(1–x)Dyx)2Zr2O7-Keramik. J. Power Sources 196, 1840–1846 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Michel, D., Jorba, PY & Collongues, R. Untersuchung der Ordnungs-Unordnungs-Transformation der Fluoritstruktur zur Pyrochlorstruktur für die Phasen (1–x) ZrO2-xLn2O3. Mater. Res. Bull. 9, 1457–1468 (1974).

Artikel CAS Google Scholar

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Diese Forschung wurde von der National Natural Science Foundation of China (Nr. 51864038), dem Supported by Program for Innovative Research Team in Universities of Inner Mongolia Autonomous Region (Nr. NMGIRT2215) und der Natural Science Foundation of Inner Mongolia (Nr. 2022JQ09, 2021MS02022 und 2022MS05009) und der Wissenschaftliche Forschungsfonds für Hochschulbildung in der Autonomen Region Innere Mongolei (Nr. NJZY21381) und der Forschungsinitiierungsfonds der Universität für Wissenschaft und Technologie Innere Mongolei (0303052206) sowie das Basic Scientific Research Business Fund Project der Universitäten direkt unter der Inneren Mongolei Autonome Region Mongolei (0406082224) und Forschungsprojekt für Hochschulwissenschaft und Technologie in der Inneren Mongolei (Nr. NJZY23084).

Schlüssellabor für Hochleistungskeramik und Geräte der Inneren Mongolei, Fakultät für Materialien und Metallurgie, Universität für Wissenschaft und Technologie der Inneren Mongolei, Baotou, 014010, Innere Mongolei, China

Lihe Wang, Yonghui Wang, Qingchun Wang, Yuwei Ma, Fei Ruan, Yonghe Zhang, Haodong Lv, Qiang Jing und Jinxiao Bao

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Alle Autoren haben das Manuskript gelesen und kommentiert.

Korrespondenz mit Jinxiao Bao.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Die ursprüngliche Online-Version dieses Artikels wurde überarbeitet: Die ursprüngliche Version dieses Artikels enthielt Fehler in den Abbildungen 1, 2, 4, 5, 6, 7 und den dazugehörigen Legenden, wo die Bezeichnungen der tetragonalen Phase falsch waren.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Wang, L., Wang, Y., Wang, Q. et al. Studie über die Herstellung und die mechanischen Eigenschaften von Purpurkeramik. Sci Rep 13, 8755 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-35957-0

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Eingegangen: 5. Februar 2023

Angenommen: 26. Mai 2023

Veröffentlicht: 30. Mai 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-35957-0

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