P2O5和热处理对二硅酸锂玻璃陶瓷结晶和微观结构的影响外文翻译资料

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P₂O₅和热处理对二硅酸锂玻璃陶瓷结晶和微观结构的影响

摘要：本文研究了磷含量和热处理对二硅酸锂玻璃陶瓷晶相组成的类型和显微结构的影响。对于P₂O₅从0增加至百分之4摩尔（G0，G1P、G2P和G4P），结晶温度降低，成核密度增加。因此，微观结构由片状多晶聚集体积聚成联锁杆状晶体，甚至球形晶相。Li₃PO₄晶体作为Li₂SiO₃的异质形核，可成为Li₂Si₂O₅晶体前驱体。此外，Li₂Si₂O₅结晶可通过外延生长在Li₂SiO₃晶体上。随着P₂O₅含量增加，Li₂Si₂O₅晶体的相对含量下降，Li₂SiO₃和Li₃PO₄晶体增加在第一阶段和第二阶段处理中。此外，Li₂Si₂O₅晶体沉淀受阻在第一阶段处理中。第二阶段处理有利于稳定Li₂Si₂O₅晶体的生长。

1. 简介

玻璃陶瓷的制备可以通过熔融玻璃和通过适当的热处理把它转换成一种细粒度的陶瓷（通常两阶段），这会引起玻璃的析晶和均匀形核结晶在晶体生长的过程中。在一些玻璃陶瓷系统，体成核，如Na₂O–BaO–SiO₂，是在没有特殊添加剂的帮助下完成的[ 1 ]。然而，在其他系统中，除了少量的P₂O₅，ZrO₂和TiO₂是需要变换从表面结晶到块状结晶，例如Li₂O–SiO₂, Li₂O–Al2O₃–SiO₂ and Li₂O–ZnO–SiO₂系统[ 2，4 ]。在二元Li₂O–SiO₂系统，其他成分如K₂O和ZnO会提高最终材料的性能。一个传统的硅酸锂微晶玻璃的成核剂是P₂O₅，可诱导相分离，促进异质形核，然后产生一个细粒度热处理后的联锁形态[ 5-9 ]。克莱默等人[ 10 ]讨论了一个二硅酸锂系统（(Li₂O–SiO₂–ZnO–K₂O–P₂O₅）不同磷含量（从0至百分之2.5摩尔）通过第一阶段热处理在880°C下的结晶和微观结构。对其显微结构和机械性能进行了研究。然而，他们并没有发现结晶与相的作用机理在不同磷含量的演变过程中。

在热处理的影响的情况下，形核（第一阶段）和结晶（第二阶段）影响晶体的形成。晶体类型和含量取决于时间和结晶温度循环。Borom等[ 11 ]研究了不同热处理温度和保温时间对Li₂O–Al₂O₃-SiO₂–B₂O₃–K₂O–P₂O₅系统的影响。不稳定的偏硅酸是第一阶段出现，但，当加热温度继续生长，相变为稳定态。此外，二硅酸含量和晶体大小保持相当恒定的增长随着时间的增长。唐纳德等[12,13]报道过不同相之间的结晶影响热膨胀，弹性模量和机械性能在Li₂O–ZnO–SiO₂体系在不同时间给定温度的热处理。Partridge[ 14 ]研究热处理周期变化和小组分变化及其性质的影响在Li₂O–SiO₂–K₂O–ZnO–P₂O₅玻璃系统。他们发现石英形成直接在热处理阶段或由方石英的转化，组成变化可能有一个显着的影响对形成二硅酸和石英晶体相。

事实上，二硅酸锂玻璃陶瓷包括许多玻璃系统的主晶相为Li₂Si₂O₅。这种材料的最重要的应用之一作为牙科修复材料。到目前为止，所有报道的这种材料用热压技术使用EP500专用炉制备。牙科修复材料的微观结构热压在920℃EP500的专用炉已被一些作者所研究[ 15-17 ]。他们发现细长的Li₂Si₂O₅晶体出现在玻璃基质中，并形成一个联锁模式。

在这项研究中，一个新的二硅酸锂玻璃陶瓷系统用常规的融合方法制备成牙科材料（Li₂O–SiO₂–K₂O–ZnO–CaO–P₂O₅）。使用这种方法的优点是设备很简单，结晶程度可以控制。目前研究分析了结晶机理通过不同的P2O5含量的相变和热处理过程。此外，P₂O₅，热处理和显微组织之间的相互关系详细讨论

2.实验

制备二硅酸锂玻璃根据表1中的成分。摩尔比SiO₂：Li₂O保持在2:1。标准的实验室Li₂CO₃, SiO₂, ZnO, KNO₃, CaCO₃和NH₄H₂PO₄粉为原料。P₂O₅作为成核剂的含量分别为百分之1摩尔，百分之2摩尔和百分之4摩尔。玻璃陶瓷被称之为G1P、G2P和G4P。此外，G0代表Li₂O–SiO₂二元系统不包含其他氧化物。100克批次在高铝坩埚中熔化在1400摄氏度的2小时的电炉里。熔体倒入预热的40毫米*80毫米石墨模具。铸造玻璃标本立即退火在500摄氏度1小时，以减轻内应力，然后炉子被允许冷却。

结晶机理，结晶相及不同磷含量和不同热处理的显微结构，通过差分扫描量热法（DSC）、X射线衍射（XRD）和扫描电子显微镜技术进行了研究。DSC分析采用量热计（NetzschSTA 404）在空气中的氧化铝坩埚中进行。玻璃粉从室温加热到1000摄氏度以每分钟10摄氏度的速率。G0，G1P和G2P的DSC曲线显示两个结晶峰，三个结晶峰在G4P曲线出现。根据DSC分析结果，热处理退火玻璃，和处理周期列于表2。对于第一阶段处理，退火玻璃的标本加热到第一结晶温度的速率每分钟10摄氏度和保温3小时。两阶段处理后，将玻璃标本加热到第一结晶温度，并保温3小时，然后以同一速率加热到第二结晶温度热处理并保温2小时，热处理后的结晶相的类型进行了表征X射线衍射，铜靶辐射，扫描范围从10°到60°，扫描速度为5°每分钟。晶型和结晶度可通过衍射峰的位置，X射线衍射图的数量和相对强度计算。式（1）计算了锂的硅酸盐玻璃陶瓷晶体的结晶度，

（1）

XC的结晶度，IA是非晶相的综合强度，Ic是结晶相的综合强度和K是一个与测量条件和玻璃组合相关的常数。根据以前的实验结果，K= 0.963。在第一阶段和第二阶段的热处理形貌用扫描电镜分析。抛光试样蚀刻在百分之2体积的HF溶液中60秒。对主晶相 Li₂Si₂O₅晶体进行观察，因为Li₂SiO₃和Li₃PO₄结晶相溶于氢氟酸溶液。

3。结果

3.1.结晶温度由DSC分析

如图1显示，随着从 P₂O₅的含量从0到百分之4摩尔，第一结晶峰从620下降至590摄氏度，随后略有增加至600在G4P。第二结晶峰从870下降到760 摄氏度，随着P₂O₅ 的含量从0至百分之2摩尔，但它的放热提高到810 摄氏度在G4P。根据试验分析放热峰发生在大约350 摄氏度在G4P是Li3PO4相转变温度。此外，二硅酸锂的熔点玻璃陶瓷是在920和950摄氏度之间，和玻璃转变温度约为450摄氏度。

3.2.X射线衍射分析相关系

图2显示的是一个将不同P₂O₅含量合并在一起的一、二阶段处理试样的X射线衍射图。析出的结晶相进行了总结在表2。在第一阶段处理的情况下，随着增加磷含量，亚稳态的相Li₂SiO₃含量略有增加，而相对Li₂Si₂O₅晶体含量大大降低，甚至第一阶段G4P检测水平，即Li₂Si₂O₅晶体沉淀受阻。因此，第一放热峰被分配为Li₂SiO₃相的结晶温度。在两阶段热处理，Li₂SiO₃相的相对含量增加从G0到G2P。然而，Li2SiO3 和Li₂Si₂O₅晶体含量都降低迅速在G4P中，这归因于结晶度的下降（见表2）。经过两阶段处理，Li₂Si₂O₅是主晶相，所以第二放热峰代表Li₂Si₂O₅晶体结晶。此外，少量的Li₃PO₄晶体析出在第二阶段处理的G2P和相对含量增加从G2P到G4P，Li₂SiO₃ Li₂Si₂O₅，和Li3PO₄晶相均在G4P第二阶段处理检测到。从第一阶段到第二阶段处理，Li₂Si₂O₅晶体的相对含量显著增加而Li₂SiO₃没有减少。

3.3。用扫描电镜分析法测定显微形貌

图3和4表明，磷含量和热处理工艺对二硅酸锂玻璃陶瓷的微观结构有明显的影响。晶粒尺寸明显下降随着P₂O₅含量从0到百分之4摩尔。在第一阶段处理的标本，图3A–D显示G0和G1P由许多片状趋向于径向生长的多晶集合体形成一个核心，而这些聚集体的尺寸减小明显从G0到G1P是因为加入P₂O₅作为成核剂。在第一阶段处理的G2P，虽然棒状结晶相蚀刻，他们可以被认定为是一个统一的和联锁的形态。此外，超过一个晶体含有蚀坑（参见图3F箭头）。这个蚀刻的结晶相，也许Li₂SiO₃和Li₂Si₂O₅晶体，但他们不能区分明确。

相比之下，图4显示了两阶段处理的二硅酸锂玻璃陶瓷表面形貌。这个多晶聚集体仍保留在第二阶段处理的G0，径向棒状晶体可以被观察到。然而，在第二阶段处理的G1P（见图4C和d）大多数的径向多晶聚集体已消失，这些被拉长和联锁所代替晶体约2–5微米的长度。此外，仍可以观察到几个多晶集合体（见图4c的箭头）。因此，G1P两阶段的形貌包括一些放射状集合体和联锁杆状Li₂Si₂O₅晶体。随着P₂O₅含量增加至百分之2摩尔（G2P），杆状Li₂Si₂O₅晶体晶粒尺寸下降到约1微米长度。此外，Li₂Si₂O₅晶体可以在第二阶段热处理后稳定被观察到，由于充分生长和结晶。相对于G4P，显微结构进一步细化和形貌转化成球形晶体，它们都被蚀刻在HF溶液中。

4.讨论

如图1所示，两者的结晶温度Li₂SiO₃ 和Li₂Si₂O₅相并开始下降，之后增加随着P₂O₅ 的含量从0到百分之4摩尔。由于P₂O₅可以诱导二硅酸锂玻璃相分离，一些磷酸盐，如Li₃PO₄，先析出在Li₂O丰富地区。异质形核有利于降低成核能量。哈珀和麦克米伦[ 5 ]认为他们在结晶过程中观察到的相分离在 百分之1和2摩尔的P₂O₅ Li₂O–SiO₂系统。同时，他们表明Li₃PO₄团簇的存在在丰富的Li₂O地区。据

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