[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

RU2610482C1 - Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics - Google Patents

Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics Download PDF

Info

Publication number
RU2610482C1
RU2610482C1 RU2015150935A RU2015150935A RU2610482C1 RU 2610482 C1 RU2610482 C1 RU 2610482C1 RU 2015150935 A RU2015150935 A RU 2015150935A RU 2015150935 A RU2015150935 A RU 2015150935A RU 2610482 C1 RU2610482 C1 RU 2610482C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
air
temperature
hours
powder
mixture
Prior art date
Application number
RU2015150935A
Other languages
Russian (ru)
Inventor
Дмитрий Алексеевич Иванов
Алексей Игоревич Ситников
Сергей Дмитриевич Шляпин
Андрей Станиславович Чернявский
Константин Александрович Солнцев
Валентин Михайлович Иевлев
Original Assignee
Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН)
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН) filed Critical Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН)
Priority to RU2015150935A priority Critical patent/RU2610482C1/en
Application granted granted Critical
Publication of RU2610482C1 publication Critical patent/RU2610482C1/en

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/402Aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/604Pressing at temperatures other than sintering temperatures
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562Heating rate
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111Fine ceramics
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64Burning or sintering processes
    • C04B35/65Reaction sintering of free metal- or free silicon-containing compositions
    • C04B35/651Thermite type sintering, e.g. combustion sintering
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/0038Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof by superficial sintering or bonding of particulate matter
    • C04B38/0041Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof by superficial sintering or bonding of particulate matter the particulate matter having preselected particle sizes
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/0051Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof characterised by the pore size, pore shape or kind of porosity
    • C04B38/0058Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof characterised by the pore size, pore shape or kind of porosity open porosity
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/009Porous or hollow ceramic granular materials, e.g. microballoons

Landscapes

  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)

Abstract

FIELD: metallurgy.
SUBSTANCE: for manufacturing of porous aluminium oxide ceramics, charge is obtained by mixing aluminium powder of PAP grade in amount of 30-70 vol %, alominium oxide powder consisting of porous spherulites, and aqueous solution of PVOH (2-7 wt % on dry basis). Aluminium powder is heated in advance to 360-370 °C and matured for 3-5 hours, and aluminium oxide powder undergoes thermal treatment at 1320-1370 °C for 1-3 hours. Raw material is obtained from dried charge by pressing at 50-500 MPa and used to burn PVOH out at 340-355 °C for 1-5 hours, followed by thermal treatment in the air by heating at 20-25 °C/minute rate to 500-550 °C with ageing for 5-15 minutes, then heating continues at 20-30 °C/minute to 700-750 °C with further ageing for 10-30 minutes and is followed by caking in the air at 1450-1500 °C for 0.5-1.0 hours. Phase composition of ceramics is represented by α-Al2O3, total porosity comprises 42-52 %, open porosity is 38-50 %, bending strength is 10-50 MPa, heat conduction factor in the air at 1000 °C is 1.8-2.3 W/m⋅K.
EFFECT: increased share of open porosity of material, improved thermal resistance with high strength preserved.
6 cl, 1 tbl, 2 dwg

Description

Изобретение относится к технологии пористых керамических материалов и может быть использовано для изготовления изделий, эксплуатируемых в качестве высокотемпературной теплоизоляции (или теплозащиты), термостойкого огнеприпаса, носителей катализаторов, фильтров для очистки жидких и газовых сред.The invention relates to the technology of porous ceramic materials and can be used for the manufacture of products operated as a high-temperature thermal insulation (or thermal protection), heat-resistant refractory material, catalyst supports, filters for cleaning liquid and gas media.

К таким изделиям предъявляется требование по сочетанию достаточно высоких показателей пористости и прочности, а также достижения оптимальных служебных свойств (газопроницаемости, термостойкости, теплопроводности).Such products are required to combine sufficiently high indicators of porosity and strength, as well as achieve optimal service properties (gas permeability, heat resistance, thermal conductivity).

Известен способ получения пористой алюмооксидной керамики [Беляков А.В., Бакунов B.C. Создание термостойких структур в керамике. Стекло и керамика, №8, 1996, с. 14-19], включающий литье пленок из высокодисперсного алюмооксидного порошка и алюмооксидных микросфер, сборку многослойного пакета путем последовательного чередования отлитых пленок (из мелкодисперсного алюмооксидного порошка и алюмооксидных микросфер), уплотнение пакета, резку его на слоистые кубические гранулы, прессование сырца из засыпки полученных гранул и его спекание на воздухе.A known method of producing porous alumina ceramics [Belyakov A.V., Bakunov B.C. Creation of heat-resistant structures in ceramics. Glass and Ceramics, No. 8, 1996, p. 14-19], including casting films of finely dispersed alumina powder and alumina microspheres, assembling a multilayer bag by sequentially alternating cast films (from finely dispersed alumina powder and alumina microspheres), densifying the packet, cutting it into layered cubic granules, pressing raw material from the backfill obtained and its sintering in the air.

Согласно данному способу получают алюмооксидный материал, в структуре которого поровое пространство образуется в результате регулярной укладки сферических частиц в слоях хаотично ориентированных кубических гранул.According to this method, an alumina material is obtained in the structure of which the pore space is formed as a result of regular packing of spherical particles in layers of randomly oriented cubic granules.

Такой материал характеризуется сочетанием высокой прочности и термостойкости, однако его пористость недостаточно высока, вследствие этого теплоизолирующая способность являются неудовлетворительной.Such a material is characterized by a combination of high strength and heat resistance, however, its porosity is not high enough, as a result of which the heat-insulating ability is unsatisfactory.

Кроме того, его получение является достаточно трудоемким: используется шликерное литье пленок из органосуспензий, получение микросфер методом плазменной сфероидизации, гранулирование многослойных пакетов на кубические гранулы, спекание на воздухе при температуре 1700-1750°С.In addition, its preparation is rather time-consuming: slip casting of films from organosuspensions is used, microspheres are obtained by plasma spheroidization, granulation of multilayer packets onto cubic granules, sintering in air at a temperature of 1700-1750 ° С.

Наиболее близким к заявляемому по технической сущности и достигаемому эффекту является способ получения пористой алюмооксидной керамики [Ситников А.И. Получение термостойкого кермета Al2O3-Al реакционным спеканием / Дисс. к.т.н., М., 2005, 189 с.] (принятый за прототип), включающий приготовление шихты путем смешивания мелкодисперсного алюмооксидного порошка (А12О3+0,5 мас.% MgO, размеры частиц 1-5 мкм) с алюминиевой пудрой (марки ПАП-2 в количестве 35 об.%), состоящей из частиц пластинчатой формы со стеариновым покрытием, и водным раствором поливинилового спирта - ПВС (3 мас.% в пересчете на сухой остаток вещества), сушку шихты (естественная сушка на воздухе), прессование из шихты сырца (под давлением 100 МПа), выжиг из него поливинилового спирта (на воздухе при 350°С, 3 ч), термообработку сырца на воздухе (при 600°С, 5 ч) и спекание в вакууме (1700°С, 1 ч).The closest to the claimed technical essence and the achieved effect is a method of obtaining a porous alumina ceramic [Sitnikov A.I. Obtaining heat-resistant cermet Al 2 O 3 -Al by reaction sintering / Diss. Ph.D., M., 2005, 189 pp.] (adopted as a prototype), including the preparation of a mixture by mixing finely dispersed alumina powder (A1 2 O 3 +0.5 wt.% MgO, particle sizes 1-5 μm ) with aluminum powder (grade PAP-2 in an amount of 35 vol.%), consisting of lamellar particles with a stearin coating, and an aqueous solution of polyvinyl alcohol - PVA (3 wt.% in terms of the dry residue of the substance), drying the mixture (natural air drying), pressing from a raw material mixture (under a pressure of 100 MPa), burning polyvinyl alcohol from it (in air at 350 ° С, 3 h), thermal treatment whence raw air (at 600 ° C, 5 hours) and sintering under vacuum (1700 ° C, 1 h).

В структуре материала, полученного по способу-прототипу, образуются щелевидные поры за счет эффекта зонального уплотнения при спекании высокодисперсных продуктов окисления алюминия, а также вследствие испарения части алюминия в вакууме.In the structure of the material obtained by the prototype method, slit-like pores are formed due to the effect of zonal compaction during sintering of finely dispersed aluminum oxidation products, as well as due to the evaporation of part of aluminum in a vacuum.

Недостатком способа - прототипа является невозможность получения материала со значительным поровым пространством, образованным системой сообщающихся открытых пор (наличие такого порового пространства весьма важно для изделий типа фильтров и носителей катализаторов), а также его недостаточная термостойкость и теплоизолирующая способность.The disadvantage of the prototype method is the inability to obtain material with a significant pore space formed by a system of communicating open pores (the presence of such a pore space is very important for products such as filters and catalyst carriers), as well as its insufficient heat resistance and heat-insulating ability.

Кроме того, спекание материала реализуется в вакууме при высокой температуре, что увеличивает энергопотребление процесса его изготовления.In addition, the sintering of the material is realized in vacuum at a high temperature, which increases the energy consumption of the manufacturing process.

Задача, на решение которой направлено данное изобретение заключается в создании способа получения пористой алюмооксидной керамики, сочетающей в себе достаточно высокие показатели пористости материала и прочности.The problem to which this invention is directed is to create a method for producing porous alumina ceramics, combining a sufficiently high rate of material porosity and strength.

Техническим результатом изобретения является увеличение доли открытой пористости материала, увеличение его термостойкости при сохранении высокой прочности, а также снижение теплопроводности и температуры спекания.The technical result of the invention is to increase the proportion of open porosity of the material, increase its heat resistance while maintaining high strength, as well as reduce heat conductivity and sintering temperature.

Технический результат достигается тем, что в способе получения пористой алюмооксидной керамики, включающем приготовление шихты смешиванием алюминиевой пудры, состоящей из частиц пластинчатой формы, с алюмооксидным порошком и водным раствором поливинилового спирта, сушку шихты, прессование из шихты сырца, выжиг из него поливинилового спирта, термообработку сырца на воздухе и спекание, согласно изобретению перед смешиванием алюминиевую пудру нагревают на воздухе до температуры 360-370°С и выдерживают в течение 3-5 ч, используемый алюмооксидный порошок с частицами, имеющими форму сферолитов, нагревают на воздухе до температуры 1320-1370°С с выдержкой в течение 1-3 ч, термообработку сырца на воздухе проводят путем нагрева со скоростью 20-25°С/мин до температуры 500-550°С при времени изотермической выдержки 5-15 мин с последующим нагревом до температуры 700-750°С со скоростью 20-30°С/мин при времени изотермической выдержки 10-30 мин.The technical result is achieved by the fact that in the method for producing porous alumina ceramics, including the preparation of a mixture by mixing aluminum powder consisting of plate-shaped particles with alumina powder and an aqueous solution of polyvinyl alcohol, drying the mixture, pressing raw material from the mixture, burning polyvinyl alcohol from it, and heat treatment raw air and sintering, according to the invention, before mixing, the aluminum powder is heated in air to a temperature of 360-370 ° C and incubated for 3-5 hours, used alumina the powder with particles having the shape of spherulites is heated in air to a temperature of 1320–1370 ° C for 1–3 h; heat treatment of raw material in air is carried out by heating at a rate of 20–25 ° C / min to a temperature of 500–550 ° C at an isothermal exposure time of 5-15 minutes, followed by heating to a temperature of 700-750 ° C at a speed of 20-30 ° C / min at an isothermal exposure time of 10-30 minutes.

А также, в способе получения пористой алюмооксидной керамики, количество алюминиевой пудры в смеси с алюмооксидным порошком составляет 30-70 об.%, для приготовления шихты используется 5-10% водный раствор ПВС в количестве 2-7 мас.% в пересчете на сухой остаток вещества, прессование из шихты сырца проводят под давлением 50-500 МПа, выжиг из него поливинилового спирта проводят при температуре 340-355°С в течение 1-5 ч, спекание сырца проводят на воздухе при температуре 1450-1500°С в течение 0,5-1,0 ч.And also, in the method for producing porous alumina ceramics, the amount of aluminum powder mixed with alumina powder is 30-70 vol.%, To prepare the mixture, a 5-10% aqueous solution of PVA in an amount of 2-7 wt.% In terms of dry residue substances, pressing from a raw charge mixture is carried out at a pressure of 50-500 MPa, polyvinyl alcohol is burned out of it at a temperature of 340-355 ° C for 1-5 hours, sintering of raw is carried out in air at a temperature of 1450-1500 ° C for 0, 5-1.0 hours

Для получения шихты в заявленном способе в качестве исходного сырья использовали два основных порошковых компонента: алюминиевую пудру марки ПАП-2 (ГОСТ 5494-95) и технический глинозем марки Г-00 (ГОСТ 30558-98).To obtain the mixture in the claimed method, two main powder components were used as feedstock: aluminum powder of the PAP-2 grade (GOST 5494-95) and technical alumina of the G-00 grade (GOST 30558-98).

Частицы ПАП-2, в состоянии промышленной поставки, покрыты тонким слоем стеарина, содержание которого составляет ~3 мас.%. Они имеют пластинчатую форму, их размеры (по данным растровой электронной микроскопии) составляют: 10-100 мкм (длина), 5-50 мкм (ширина) и 0,5 -1 мкм (толщина). Кроме того, в составе этой пудры содержится значительная доля (30 об.%) пылевидной фракции с частицами наноразмерного диапазона.Particles PAP-2, in a state of industrial supply, are coated with a thin layer of stearin, the content of which is ~ 3 wt.%. They have a plate shape, their sizes (according to scanning electron microscopy) are: 10-100 microns (length), 5-50 microns (width) and 0.5-1 microns (thickness). In addition, the composition of this powder contains a significant proportion (30 vol.%) Of the dust fraction with particles of the nanoscale range.

Частицы технического глинозема (γ - модификация Al2O3) имеют сферолитное строение: это пористые частицы шарообразной формы (преобладающие размеры - 55-70 мкм), состоящие из субмикронных кристаллов.Particles of technical alumina (γ - modification of Al 2 O 3 ) have a spherulite structure: they are spherical porous particles (prevailing sizes are 55-70 microns), consisting of submicron crystals.

Порошковые компоненты шихты перед смешиванием подвергают термообработке на воздухе (технологическая операция 1).The powder components of the mixture before mixing are subjected to heat treatment in air (process step 1).

ПАП-2 нагревают до температуры (t1) 360-370°С с последующей изотермической выдержкой (τ1) в течение 3-5 ч с целью удаления (путем выжига) стеарина с поверхности алюминиевых частиц и ее пассивации за счет формирования алюмооксидной фазы в виде тонкой пленки (в соответствии с прототипом выжиг стеарина не производится).PAP-2 is heated to a temperature (t 1 ) of 360-370 ° С followed by isothermal exposure (τ 1 ) for 3-5 hours in order to remove (by burning) stearin from the surface of aluminum particles and passivate it by forming an alumina phase in in the form of a thin film (in accordance with the prototype, stearin is not burned).

При снижении t1 и τ1 менее 360°С и 3 ч соответственно не достигается полного удаления стеарина из состава пудры (наблюдается содержание углеродного остатка на поверхности ее частиц). Увеличение t1 и τ1 более 370°С и 5 ч соответственно нецелесообразно, поскольку при данных значениях t1 и τ1 имеет место полное сжигание стеарина и образование плотной алюмооксидной пленки на поверхности алюминиевых частиц.With a decrease in t 1 and τ 1 less than 360 ° C and 3 h, respectively, complete removal of stearin from the powder is not achieved (the content of carbon residue on the surface of its particles is observed). An increase in t 1 and τ 1 of more than 370 ° C and 5 h, respectively, is impractical, since at these values of t 1 and τ 1 there is a complete burning of stearin and the formation of a dense alumina film on the surface of aluminum particles.

Технический глинозем нагревают до температуры (t2) 1320-1370°С с последующей изотермической выдержкой (τ2) в течение 1-3 ч с целью обеспечения модификационного перехода γ-Al2O3→α-Al2O3, сопровождающегося уменьшением объема на 14,3%. Проведение этой операции позволяет избежать растрескивания и деформации материала возможного (в случае игнорирования этой операции) на стадии спекания вследствие значительного колебания усадки в его объеме.Technical alumina is heated to a temperature (t 2 ) of 1320-1370 ° C followed by isothermal exposure (τ 2 ) for 1-3 hours in order to ensure the γ-Al 2 O 3 → α-Al 2 O 3 modification transition, accompanied by a decrease in volume by 14.3%. Carrying out this operation avoids cracking and deformation of the material possible (in the case of ignoring this operation) at the sintering stage due to a significant fluctuation in shrinkage in its volume.

Снижение t2 и τ2 менее 1320°С и 1 ч соответственно невозможно, поскольку не достигается полного модификационного перехода γ-Al2O3→α-Al2O3. Увеличение этих параметров более 1370°С и 3 ч соответственно нецелесообразно, поскольку данный модификационный переход реализован полностью.A decrease in t 2 and τ 2 less than 1320 ° C and 1 h, respectively, is impossible, since a complete modification transition of γ-Al 2 O 3 → α-Al 2 O 3 is not achieved. An increase in these parameters over 1370 ° C and 3 hours, respectively, is impractical, since this modification transition is fully implemented.

Соблюдение заявляемых пределов температурно-временных параметров t2 и τ2 является весьма важным, поскольку γ→α переход характеризуется определенной изотермической кинетикой и зависит от дисперсности и химической чистоты используемого технического глинозема.Compliance with the claimed limits of the temperature-time parameters t 2 and τ 2 is very important, since the γ → α transition is characterized by a certain isothermal kinetics and depends on the dispersion and chemical purity of the used technical alumina.

Шихту получали смешиванием предварительно термообработанных на воздухе порошковых компонентов (алюминиевой пудры и сферолитов) с водным раствором ПВС (технологическая операция 2).The mixture was obtained by mixing pre-heat-treated in the air powder components (aluminum powder and spherulites) with an aqueous solution of PVA (process step 2).

Для этого к сферолитам добавляли заданный объем алюминиевой пудры (V) и проводили сухое смешивание, затем к данной порошковой смеси добавляли водный раствор ПВС заданной концентрации (К), обеспечивающей его сухой остаток в определенном расчетном количестве (С).To do this, a predetermined volume of aluminum powder (V) was added to the spherulites and dry mixing was carried out, then an aqueous PVA solution of a given concentration (K) was added to this powder mixture, providing its dry residue in a certain calculated amount (C).

В процессе сухого смешивания наноразмерная пылевидная фракция алюминиевой пудры заполняет поровое пространство внутри сферолитов, а ее пластинчатые частицы распределяются по поверхности сферолитов.During dry mixing, the nanosized pulverulent fraction of aluminum powder fills the pore space inside the spherulites, and its lamellar particles are distributed over the surface of the spherulites.

Уменьшение V менее 30 об.% приводило к резкому снижению прочности спеченного материала, при увеличении V более 70 об.% наблюдается разрушение образцов на этапе предварительной термообработки вследствие выброса из их объема перегретого (выше температуры плавления Аl) алюминиевого расплава.A decrease in V of less than 30 vol.% Led to a sharp decrease in the strength of the sintered material, with an increase in V of more than 70 vol.%, The samples are destroyed at the stage of preliminary heat treatment due to the ejection of superheated (above the melting point Al) aluminum melt from their volume.

Снижение С и К менее 2 мас.% и 5% соответственно не обеспечивало достаточной прочности сырца, а увеличение этих параметров более 7 мас.% и 10% соответственно - нецелесообразно, поскольку фиксируется наличие углеродного остатка в образцах после их предварительной термообработки.A decrease in C and K of less than 2 wt.% And 5%, respectively, did not provide sufficient strength of the raw material, and an increase in these parameters of more than 7 wt.% And 10%, respectively, is impractical, since the presence of a carbon residue in the samples after their preliminary heat treatment is detected.

Сырец получали прессованием высушенной шихты (технологическая операция 3), при этом снижение давления прессования (Р) менее 50 МПа приводило к значительному уменьшению прочности спеченного материала, увеличение P более 500 МПа создавало появление дефектов перепрессовочных трещин.The raw material was obtained by pressing the dried mixture (technological operation 3), while a decrease in the pressing pressure (P) of less than 50 MPa led to a significant decrease in the strength of the sintered material, an increase in P of more than 500 MPa created the appearance of defects of repressive cracks.

Выжиг ПВС из сырца осуществляли на воздухе (технологическая операция 4). Увеличение температуры (t3) и времени (τ3) выжига более 355°С и 5 ч соответственно - нецелесообразно, поскольку при указанных температурно-временных параметрах достигается полное удаление данной органической связки.PVA was burned from the raw material in air (technological operation 4). An increase in the temperature (t 3 ) and time (τ 3 ) for burning more than 355 ° С and 5 h, respectively, is impractical, since at the indicated temperature-time parameters complete removal of this organic binder is achieved.

Снижение t3 и τ3 менее 340°С и 1 ч соответственно - не допустимо, так как наблюдается сохранение углеродного остатка в объеме сырца.A decrease in t 3 and τ 3 less than 340 ° C and 1 h, respectively, is not permissible, since the carbon residue is retained in the raw volume.

Следует отметить, что в результате полного удаления органической связки в объеме сырца образуется поровое пространство, способное «поглотить» приращение объема алюминия вследствие его расплавления (такое приращение объема составляет 6,6% в точке плавления) при осуществлении последующей технологической операции - термообработки сырца на воздухе (технологическая операция 5).It should be noted that as a result of the complete removal of the organic binder in the raw volume, a pore space is formed that can “absorb” the increment in the volume of aluminum due to its melting (this increment in volume is 6.6% at the melting point) during the subsequent technological operation — heat treatment of raw in air (technological operation 5).

При ее реализации ведут нагрев до температуры в печном пространстве (t4) 500-550°С со скоростью (v1) 15-25°С/мин с последующей изотермической выдержкой (τ4) 5-15 мин.When it is implemented, they are heated to a temperature in the furnace space (t 4 ) of 500-550 ° C with a speed (v 1 ) of 15-25 ° C / min followed by isothermal exposure (τ 4 ) of 5-15 min.

При достижении температуры t4 инициируется фильтрационное горение (ФГ) спекаемого образца за счет протекания экзотермической реакции окисления алюминия в его объеме (ФГ происходит вследствие перепада парциального давления кислорода воздуха, содержащегося в поровом пространстве образца и омывающего образец).When temperature t 4 is reached, filtration combustion (FG) of the sintered sample is initiated due to the exothermic reaction of aluminum oxidation in its volume (FG occurs due to the difference in the partial pressure of atmospheric oxygen contained in the pore space of the sample and washing the sample).

Яркостная температура горящего образца составляет 900-1200°С, что составляет 1,36-1,82 от температуры плавления Аl (по способу-прототипу ФГ образца не наблюдается вследствие недостаточной проницаемости его порового пространства для воздуха - газообразного окислителя, в этом случае имеет место медленное окисление алюминия в режиме тления).The brightness temperature of the burning sample is 900-1200 ° C, which is 1.36-1.82 of the melting point Al (according to the prototype method, the FG of the sample is not observed due to insufficient permeability of its pore space for air - a gaseous oxidizer, in this case slow oxidation of aluminum in smoldering mode).

При такой температуре расплав алюминия на воздухе ограниченно смачивает Al2O3 (краевой угол смачивания - 47-90°). Он образуется в виде удлиненных, вытянутых капель столбчатой формы (преимущественно внутри сферолитов), поверхность которых пассивируется плотной алюмооксидной пленкой. В объеме пластинчатых частиц (по границам сферолитов) также под плотными поверхностными алюмооксидными пленками образуется расплав алюминия. При этом горение алюминия осуществляется в результате диффузии атомарного кислорода к расплаву алюминия через оксидные пленки.At this temperature, the aluminum melt in the air wetts Al 2 O 3 to a limited extent (the contact angle is 47-90 °). It is formed in the form of elongated, elongated columnar droplets (mainly inside spherulites), the surface of which is passivated by a dense alumina film. In the volume of lamellar particles (along the boundaries of spherulites), an aluminum melt is also formed under dense surface alumina films. In this case, the combustion of aluminum is carried out as a result of diffusion of atomic oxygen to the aluminum melt through oxide films.

Уменьшение t4 менее 500°С не приводит к инициированию ФГ, увеличение t4 более 550°С недопустимо, так как возможен выброс расплава из объема образца из-за резкого приращения его объема. Увеличение v1 более 25°С/мин также недопустимо по этой же причине. Снижение v1 менее 20°С/мин нецелесообразно, так как приводит к неоправданному увеличению продолжительности термообработки.A decrease in t 4 less than 500 ° C does not lead to the initiation of FG, an increase in t 4 more than 550 ° C is unacceptable, since the melt can be ejected from the sample volume due to a sharp increase in its volume. An increase in v 1 greater than 25 ° C / min is also unacceptable for the same reason. The decrease in v 1 less than 20 ° C / min is impractical, as it leads to an unjustified increase in the duration of heat treatment.

Пределы параметра τ4 определяются исходя из необходимого времени для завершения процесса ФГ образцов (τ4=5 мин - для образца, полученного с V=70 об.% и при P=500 МПа; τ4=15 мин - для образца, полученного с V=30 об.% и при P=50 МПа). Окончание ФГ происходит вследствие образования значительного количества алюмооксидной фазы, существенно снижающей проницаемость атомарного кислорода к расплаву алюминия. При этом яркостная температура образца выравнивается с температурой в печном пространстве.The limits of the parameter τ 4 are determined on the basis of the necessary time to complete the FG process of the samples (τ 4 = 5 min for the sample obtained with V = 70 vol.% And at P = 500 MPa; τ 4 = 15 min for the sample obtained with V = 30 vol.% And at P = 50 MPa). The end of FG occurs due to the formation of a significant amount of alumina phase, which significantly reduces the permeability of atomic oxygen to the aluminum melt. In this case, the brightness temperature of the sample is aligned with the temperature in the furnace space.

Далее проводили нагрев до температуры (t5) 700-750°С со скоростью (v2) 20-30°С/мин с последующей изотермической выдержкой (τ5) 10-30 мин с целью продолжения синтеза алюмооксидных кристаллов в алюминиевом расплаве.Next, heating was carried out to a temperature (t 5 ) of 700-750 ° C with a speed of (v 2 ) 20-30 ° C / min followed by isothermal exposure (τ 5 ) of 10-30 min in order to continue the synthesis of alumina crystals in an aluminum melt.

Снижение t5 и τ5 менее 700°С и 10 мин соответственно не обеспечивало синтеза достаточного количества алюмооксидных кристаллов в виде плотной сетки, необходимого для предупреждения выброса расплава алюминия из объема образца (вследствие разрыва поверхностных алюмооксидных пленок на частицах) при последующем нагреве до температуры спекания.A decrease in t 5 and τ 5 of less than 700 ° C and 10 min, respectively, did not provide the synthesis of a sufficient amount of alumina crystals in the form of a dense mesh necessary to prevent the emission of aluminum melt from the sample volume (due to rupture of surface alumina films on particles) upon subsequent heating to sintering temperature .

Увеличение t5 и τ5 более 750°С и 30 мин соответственно нецелесообразно в связи с образованием (при данных температурно-временных параметрах) в расплаве достаточно плотной сетки алюмооксидных кристаллов, препятствующей эффекту «выброса расплава». При этих температурно-временных параметрах количество оставшегося, непрореагировавшего с атомарным кислородом расплава, значительно уменьшается. В результате имеет место снижение напряжений, вызванных приращением его объема при последующем нагреве до температуры спекания.An increase in t 5 and τ 5 of more than 750 ° C and 30 min, respectively, is impractical due to the formation (at given temperature and time parameters) in the melt of a fairly dense network of alumina crystals that impedes the effect of “ejection of the melt”. With these temperature-time parameters, the amount of the remaining melt that has not reacted with atomic oxygen is significantly reduced. As a result, there is a decrease in stresses caused by an increase in its volume during subsequent heating to sintering temperature.

Уменьшение v2 менее 20°С/мин приводит к неоправданному увеличению продолжительности данной термообработки, а увеличение v2 более 30°С/мин невозможно, так как в противном случае наблюдается эффект «выброса расплава».A decrease in v 2 of less than 20 ° C / min leads to an unjustified increase in the duration of this heat treatment, and an increase in v 2 of more than 30 ° C / min is impossible, since otherwise the effect of “melt ejection” is observed.

Спекание материала (технологическая операция 6) проводили на воздухе при температуре (t6) 1450-1500°С при времени изотермической выдержки (τ6) 0,5-1 ч.Sintering of the material (technological operation 6) was carried out in air at a temperature (t 6 ) of 1450-1500 ° C at an isothermal holding time (τ 6 ) of 0.5-1 h.

Снижение t6 и τ6 менее 1450°С и 0,5 ч соответственно не обеспечивало достаточно высокой прочности спеченного материала.The decrease in t 6 and τ 6 less than 1450 ° C and 0.5 h, respectively, did not provide a sufficiently high strength of the sintered material.

Увеличение t6 и τ6 более 1500°С и 1 ч соответственно приводило к уменьшению пористости и термостойкости.An increase in t 6 and τ 6 more than 1500 ° C and 1 h, respectively, led to a decrease in porosity and heat resistance.

Примеры реализации заявленного способа.Examples of the implementation of the claimed method.

Пример 1. Алюминиевую пудру (марки ПАП-2) загружали в алюминиевую емкость с крышкой, снабженной отверстиями для выхода газообразных продуктов сгорания стеарина, которую помещали в сушильный шкаф СНОЛ-3,5 и нагревали на воздухе до температуры (t1) 360°С с последующей изотермической выдержкой (τ1) в течение 5 ч.Example 1. Aluminum powder (grade PAP-2) was loaded into an aluminum container with a lid equipped with openings for the exit of gaseous products of stearin combustion, which was placed in a SNOL-3.5 oven and heated in air to a temperature of (t 1 ) 360 ° С followed by isothermal exposure (τ 1 ) for 5 hours

Технический глинозем (марки Г-00) засыпали в корундовый тигель, который устанавливали в печь с воздушной атмосферой и нагревали до температуры (t2) 1320°С с последующей изотермической выдержкой (τ2) в течение 3 ч.Technical alumina (grade G-00) was poured into a corundum crucible, which was installed in an oven with an air atmosphere and heated to a temperature of (t 2 ) 1320 ° С followed by isothermal exposure (τ 2 ) for 3 hours.

Насыпная масса свободно насыпанных порошков составляла: 0,2 г/см3 - для ПАП-2 и 1,2 г/см3 - для глинозема Г-00.The bulk density of loose powders was: 0.2 g / cm 3 for PAP-2 and 1.2 g / cm 3 for alumina G-00.

Для получения шихты производили сухое смешивание предварительно термообработанных порошков в смесителе валкового типа с последующим добавлением к смеси заданного объема и заданной концентрации водного раствора ПВС (марки Mowiol 4-88).To obtain the mixture, dry pre-treated powders were dry mixed in a roll type mixer, followed by adding to the mixture a predetermined volume and a predetermined concentration of an aqueous PVA solution (Mowiol 4-88 brand).

Количественное содержание ингредиентов в шихте (в расчете на 100 г порошковой смеси) при объемной доле алюминиевой пудры (V), равной 30% (6,66 мас.%), составляло: 6,66 г алюминиевой пудры, 93,34 г глинозема Г- 00 и 70 см3 водного раствора ПВС с концентрацией (К), равной 10% (содержание ПВС в пересчете на сухой остаток вещества (С) составляло - 7 мас.%).The quantitative content of the ingredients in the mixture (per 100 g of powder mixture) with a volume fraction of aluminum powder (V) equal to 30% (6.66 wt.%) Was: 6.66 g of aluminum powder, 93.34 g of alumina G - 00 and 70 cm 3 of an aqueous PVA solution with a concentration (K) of 10% (the PVA content, calculated on the dry residue of substance (C), was 7 wt.%).

Сырец получали путем прессования высушенной шихты (естественная сушка до нулевой влажности) в стальной пресс-форме, прикладывая давление (Р), равное 50 МПа.The raw material was obtained by pressing the dried mixture (natural drying to zero moisture) in a steel mold, applying a pressure (P) of 50 MPa.

Для выжига ПВС из сырых образцов производили их нагрев на воздухе в сушильном шкафу до температуры (t3) 340°С с последующей изотермической выдержкой (τ3) в течение 1 ч.To burn PVA from raw samples, they were heated in air in an oven to a temperature of (t 3 ) 340 ° С followed by isothermal exposure (τ 3 ) for 1 h.

Затем производили термообработку образцов на воздухе, нагревая со скоростью (v1) 20°С/мин до температуры (t4) 500°С для инициирования их зажигания и ФГ.Then, the samples were heat treated in air, heating at a speed of (v 1 ) 20 ° С / min to a temperature (t 4 ) of 500 ° С to initiate their ignition and FG.

После погасания образцов через интервал времени (τ4), равный 15 мин, продолжали нагрев со скоростью (v2) 30°С/мин до температуры (t5) 700°С с последующей изотермической выдержкой (τ5) в течение 10 мин.After the samples were extinguished after a time interval (τ 4 ) of 15 min, heating was continued at a rate of (v 2 ) 30 ° С / min to a temperature (t 5 ) of 700 ° С followed by isothermal exposure (τ 5 ) for 10 min.

Образцы после данной термообработки спекали на воздухе при температуре (t6) 1450°С в течение (τ6) 0,5 ч.Samples after this heat treatment were sintered in air at a temperature of (t 6 ) 1450 ° С for (τ 6 ) 0.5 h.

Относительная объемная усадка составляла 1% (малое значение усадки при V=30% наблюдается за счет ее значительной компенсации вследствие образования продукта окисления металлической фазы, происходящего с увеличением объема).The relative volumetric shrinkage was 1% (a small value of shrinkage at V = 30% is observed due to its significant compensation due to the formation of the oxidation product of the metal phase, which occurs with an increase in volume).

Согласно данным РФА фазовый состав спеченного материала представлен α-Al2O3.According to XRD data, the phase composition of the sintered material is represented by α-Al 2 O 3 .

Пример 2. Вид и последовательность технологических операций совпадают с описанными выше в примере 1.Example 2. The type and sequence of technological operations coincide with those described above in example 1.

Термообработку исходных порошков проводили в соответствии со следующими режимами: алюминиевую пудру ПАП-2 нагревали на воздухе (t1=370°С, τ1=3ч), технический глинозем Г-00 также нагревали на воздухе (t2=1370°С, τ2=1 ч).The heat treatment of the initial powders was carried out in accordance with the following modes: aluminum powder PAP-2 was heated in air (t 1 = 370 ° C, τ 1 = 3 h), technical alumina G-00 was also heated in air (t 2 = 1370 ° C, τ 2 = 1 h).

Количественное содержание ингредиентов в шихте (в расчете на 100 г порошковой смеси) при V, равной 70% (28 мас.%), составляло: 28 г алюминиевой пудры, 72 г глинозема Г-00 и 40 см3 водного раствора ПВС (К=5%, С=2 мас.%).The quantitative content of the ingredients in the mixture (per 100 g of powder mixture) at V equal to 70% (28 wt.%) Was: 28 g of aluminum powder, 72 g of G-00 alumina and 40 cm 3 of an aqueous PVA solution (K = 5%, C = 2 wt.%).

Сырец получали путем прессования шихты (Р=500 МПа), выжиг из него ПВС производили при t3 и τ3, равными 355°С и 5 ч соответственно.The raw material was obtained by pressing the mixture (P = 500 MPa), PVA was burned from it at t 3 and τ 3 equal to 355 ° С and 5 h, respectively.

Термообработку образцов на воздухе производили, обеспечивая следующие температурно-временные параметры: v1=25°С/мин, t4=550°С, τ4=5 мин, а также v2=20°С/мин, t5=750°С, τ5=30 мин.Heat treatment of samples in air was carried out, providing the following temperature-time parameters: v 1 = 25 ° С / min, t 4 = 550 ° С, τ 4 = 5 min, and also v 2 = 20 ° С / min, t 5 = 750 ° С, τ 5 = 30 min.

После данной термообработки образцы спекали на воздухе (t6=1500°С, τ6=1 ч).After this heat treatment, the samples were sintered in air (t 6 = 1500 ° С, τ 6 = 1 h).

Относительная объемная усадка составляла - 2% (отрицательная усадка при V=70% происходит за счет образования значительного количества продукта окисления металлической фазы, происходящего с увеличением объема).The relative volumetric shrinkage was 2% (negative shrinkage at V = 70% occurs due to the formation of a significant amount of the oxidation product of the metal phase, which occurs with an increase in volume).

Фазовый состав спеченного материала представлен α-Al2O3.The phase composition of the sintered material is represented by α-Al 2 O 3 .

Пример 3. Вид и последовательность технологических операций совпадают с описанными выше в примерах 1 и 2.Example 3. The type and sequence of technological operations coincide with those described above in examples 1 and 2.

Термообработку исходных порошков проводили в соответствии со следующими режимами: алюминиевую пудру ПАП-2 нагревали на воздухе (t1=365°С, τ1=4 ч), технический глинозем Г-00 также нагревали на воздухе (t2=1345°С, τ2=2 ч).The heat treatment of the initial powders was carried out in accordance with the following modes: aluminum powder PAP-2 was heated in air (t 1 = 365 ° C, τ 1 = 4 h), technical alumina G-00 was also heated in air (t 2 = 1345 ° C, τ 2 = 2 h).

Количественное содержание ингредиентов в шихте (в расчете на 100 г порошковой смеси) при V, равной 50% (14,28 мас.%), составляло: 14,28 г алюминиевой пудры, 85,72 г глинозема Г-00 и 60 см3 водного раствора ПВС (К=7,5%, С=4,5 мас.%).The quantitative content of the ingredients in the charge (calculated per 100 g of powder mixture) at V equal to 50% (14.28 wt.%) Was: 14.28 g of aluminum powder, 85.72 g of G-00 alumina and 60 cm 3 an aqueous solution of PVA (K = 7.5%, C = 4.5 wt.%).

Сырец получали путем прессования шихты (Р=275 МПа), выжиг из него ПВС производили при t3 и τ3, равными 347°С и 3ч соответственно.Raw material was obtained by pressing the mixture (P = 275 MPa), PVA was burned from it at t 3 and τ 3 equal to 347 ° С and 3 h, respectively.

Термообработку образцов на воздухе производили, обеспечивая следующие температурно-временные параметры: v1=22,5°С/мин, t4=525°С, τ4=10 мин, а также v2=25°С/мин, t5=725°С, τ5=20 мин.Heat treatment of the samples in air was performed, providing the following temperature-time parameters: v 1 = 22.5 ° С / min, t 4 = 525 ° С, τ 4 = 10 min, and also v 2 = 25 ° С / min, t 5 = 725 ° С, τ 5 = 20 min.

После данной термообработки образцы спекали на воздухе (t6=1475°С, τ6=0,75 ч).After this heat treatment, the samples were sintered in air (t 6 = 1475 ° C, τ 6 = 0.75 h).

Относительная объемная усадка составляла - 1,5% (отрицательная усадка при V=50% происходит за счет образования значительного количества продукта окисления металлической фазы, происходящего с увеличением объема).The relative volumetric shrinkage was 1.5% (negative shrinkage at V = 50% occurs due to the formation of a significant amount of the oxidation product of the metal phase, which occurs with an increase in volume).

Фазовый состав спеченного материала представлен α-Al2O3.The phase composition of the sintered material is represented by α-Al 2 O 3 .

Результаты испытаний материала, полученного в соответствии с заявленным способом, в сравнении с материалом, изготовленным по способу-прототипу, приведены в таблице 1, где обозначения: t1 τ1 t2, τ2, V, С, K, Р, t3, v1, v2, t4, τ4, t5, τ5, t6, τ6 - соответствуют описанным в примерах 1-3 параметрам технологических операций, а характеристики испытанных образцов обозначены как: ρ - плотность; Поб - общая пористость; Поткр - открытая пористость; σизг - предел прочности при изгибе; T1 - относительная потеря прочности образцов после одного термоцикла в режиме 1200°С - воздух; Т10 - относительная потеря прочности образцов после десяти термоциклов в режиме 1200°С - воздух; λ - коэффициент теплопроводности при 1000°С на воздухе.The test results of the material obtained in accordance with the claimed method, in comparison with the material manufactured by the prototype method, are shown in table 1, where the notation: t 1 τ 1 t 2 , τ 2 , V, C, K, P, t 3 , v 1 , v 2 , t 4 , τ 4 , t 5 , τ 5 , t 6 , τ 6 - correspond to the parameters of technological operations described in examples 1-3, and the characteristics of the tested samples are indicated as: ρ - density; P about - total porosity; P open - open porosity; σ izg - ultimate strength in bending; T 1 - the relative loss of strength of the samples after one thermal cycle in the mode of 1200 ° C - air; T 10 - the relative loss of strength of the samples after ten thermal cycles in the regime of 1200 ° C - air; λ is the coefficient of thermal conductivity at 1000 ° C in air.

Прочность при изгибе определяли на призматических образцах (7×7×50 мм) по трехточечной схеме нагружения [Практикум по технологии керамики / под ред. И.Я. Гузмана. - М.: ООО РИФ «Стройматериалы», 2005, 336 с.] при скорости перемещения траверсы нагружающего устройства - 1 мм/мин (испытательная машина TIRATEST-2300), а коэффициент теплопроводности - в стационарном температурном поле на воздухе при температуре горячей поверхности образца - 1000°С [Практикум по технологии керамики / под ред. И.Я. Гузмана. - М.: ООО РИФ «Стройматериалы», 2005, 336 с.].Bending strength was determined on prismatic samples (7 × 7 × 50 mm) using a three-point loading scheme [Workshop on ceramic technology / ed. AND I. Guzman. - M .: RIF “Stroymaterialy” LLC, 2005, 336 p.] At a traverse speed of the loading device beam - 1 mm / min (TIRATEST-2300 testing machine), and the thermal conductivity coefficient - in a stationary temperature field in air at a temperature of the hot surface of the sample - 1000 ° C [Workshop on ceramics technology / ed. AND I. Guzman. - M .: LLC RIF "Building Materials", 2005, 336 S.].

Открытую пористость определяли методом гидростатического взвешивания [Практикум по технологии керамики / под ред. И.Я. Гузмана. -М.: ООО РИФ «Стройматериалы», 2005, 336 с.]. Плотность и общую пористость рассчитывали: р=m/V (m - масса образца, V - его объем), Поб=(1-ρ/γ)⋅100%, где γ - истинная плотность, равная 3,99 г/см.Open porosity was determined by hydrostatic weighing [Workshop on ceramic technology / ed. AND I. Guzman. -M.: LLC RIF "Building Materials", 2005, 336 p.]. The density and total porosity were calculated: p = m / V (m is the mass of the sample, V is its volume), P rev = (1-ρ / γ) ⋅100%, where γ is the true density of 3.99 g / cm .

Термостойкость оценивали по величине относительной потери прочности [Практикум по технологии керамики / под ред. И.Я. Гузмана. - М.: ООО РИФ «Стройматериалы», 2005, 336 с.] призматических образцов (7×7×50 мм) после однократного термоцикла (T1) и десяти термоциклов (Т10) в режиме: нагрев на воздухе при 1200°С - охлаждение на воздухе при комнатной температуре (T1 и T10 рассчитывали как: (1-σт изгизг)⋅100, %; где σт изг - предел прочности при изгибе образцов после одного и десяти термоциклов соответственно, σизг - предел прочности при изгибе до термоциклирования, как среднее арифметическое десяти результатов испытаний образцов).Heat resistance was evaluated by the value of the relative loss of strength [Workshop on ceramic technology / ed. AND I. Guzman. - M .: RIF “Stroymaterialy” LLC, 2005, 336 p.] Prismatic samples (7 × 7 × 50 mm) after a single thermal cycle (T 1 ) and ten thermal cycles (T 10 ) in the mode: heating in air at 1200 ° С - cooling in air at room temperature (t 1 and t 10 was calculated as (1-σ t mfd / σ mfd) ⋅100,%; mfd where σ t - flexural strength of the samples after one and ten thermal cycles, respectively, σ mfd - ultimate strength in bending before thermal cycling, as the arithmetic average of ten test results of samples).

Из приведенных в таблице данных видно, что керамика, полученная по предложенному способу, имеет большую пористость, термостойкость и меньшую теплопроводность при сохранении достаточно высокой прочности (для высокопористого материала) по сравнению с материалом, изготовленным по способу-прототипу: величина общей пористости выше на 30-40%, открытой пористости выше на 36-48%, показатель термостойкости больше ~ на порядок, коэффициент теплопроводности ниже в 2,4-2,7 раза.From the data given in the table it is seen that the ceramics obtained by the proposed method have greater porosity, heat resistance and lower thermal conductivity while maintaining a sufficiently high strength (for highly porous material) compared with the material made by the prototype method: the total porosity is higher by 30 -40%, open porosity is 36-48% higher, the thermal stability index is more than ~ an order of magnitude, the thermal conductivity coefficient is 2.4-2.7 times lower.

При этом возможно снижение температуры спекания: 1450-1500°С (по заявленному способу) и 1700°С (по способу-прототипу).In this case, a decrease in sintering temperature is possible: 1450-1500 ° C (according to the claimed method) and 1700 ° C (according to the prototype method).

В данном техническом решении достижение положительного эффекта объясняется формированием особой структуры керамики, характеризующейся наличием значительного порового пространства (3), образованного алюмооксидными кристаллами (1) в составе сферолитов, а также столбчатыми (2) и пластинчатыми (4) алюмооксидными кристаллическими частицами, синтезированными в результате окисления алюминиевого расплава (рис. 1 и 2; на этих рисунках представлена структура материала, изготовленного в соответствии с технологическими параметрами, указанными в примере 1).In this technical solution, the achievement of a positive effect is explained by the formation of a special ceramic structure, characterized by the presence of a significant pore space (3) formed by alumina crystals (1) in the composition of spherulites, as well as columnar (2) and lamellar (4) alumina crystalline particles synthesized as a result oxidation of aluminum melt (Figs. 1 and 2; these figures show the structure of the material manufactured in accordance with the technological parameters indicated in 1).

Толщина кристаллических алюмооксидных частиц (2) и (4) относится к микронному и субмикронному размерному диапазону (к этому же диапазону относятся и линейные размеры пор - 3).The thickness of crystalline alumina particles (2) and (4) refers to the micron and submicron size ranges (linear pore sizes of 3 also belong to this range).

Эти частицы равномерно распределены по объему материала и диффузионно связаны с кристаллами, составляющими сферолиты. Такие частицы можно рассматривать как армирующие элементы в данной структуре, обеспечивающие достаточно высокую прочность при значительной пористости керамики.These particles are uniformly distributed over the volume of the material and are diffusely coupled to the crystals that make up the spherulites. Such particles can be considered as reinforcing elements in this structure, providing a sufficiently high strength with significant porosity of the ceramic.

При этом образующееся поровое пространство в спеченном материале эффективно рассеивает тепловой поток, обусловливая снижение кондуктивного коэффициента теплопроводности.In this case, the resulting pore space in the sintered material effectively dissipates the heat flux, causing a decrease in the conductive heat conductivity coefficient.

Повышенная термостойкость полученной керамики обеспечивается за счет высокой скорости устранения температурного градиента на элементах ее структуры (1, 2, 4) при термоциклировании.The increased heat resistance of the obtained ceramics is ensured by the high speed of eliminating the temperature gradient on the elements of its structure (1, 2, 4) during thermal cycling.

Таким образом, техническая задача данного изобретения выполнена – достигнуто увеличение доли открытой пористости материала и его термостойкости при сохранении достаточно высокой прочности, а также снижение его теплопроводности и температуры спекания.Thus, the technical task of the present invention has been achieved - an increase in the fraction of the open porosity of the material and its heat resistance has been achieved while maintaining a sufficiently high strength, as well as a decrease in its thermal conductivity and sintering temperature.

Figure 00000001
Figure 00000001

Claims (6)

1. Способ получения пористой алюмооксидной керамики, включающий приготовление шихты путем смешиванием алюминиевой пудры, состоящей из частиц пластинчатой формы, с алюмооксидным порошком и водным раствором поливинилового спирта, сушку шихты, прессование из шихты сырца, выжиг из него поливинилового спирта, термообработку сырца на воздухе и спекание, отличающийся тем, что перед смешиванием алюминиевую пудру нагревают на воздухе до температуры 360-370°С и выдерживают в течение 3-5 ч, причем используемый алюмооксидный порошок с частицами, имеющими форму сферолитов, нагревают на воздухе до температуры 1320-1370°C с выдержкой в течение 1-3 ч, термообработку сырца на воздухе проводят путем нагрева со скоростью 20-25°С/мин до температуры 500-550°С в течение времени изотермической выдержки 5-15 мин с последующим нагревом до температуры 700-750°С со скоростью 20-30°С/мин при времени изотермической выдержки 10-30 мин.1. A method of producing porous alumina ceramics, including the preparation of a mixture by mixing aluminum powder consisting of plate-shaped particles with alumina powder and an aqueous solution of polyvinyl alcohol, drying the mixture, pressing raw material from the mixture, burning polyvinyl alcohol from it, and heat treatment of the raw material in air and sintering, characterized in that before mixing the aluminum powder is heated in air to a temperature of 360-370 ° C and incubated for 3-5 hours, and the used alumina powder with particles having mi form of spherulites, heated in air to a temperature of 1320-1370 ° C with exposure for 1-3 hours, heat treatment of raw materials in air is carried out by heating at a speed of 20-25 ° C / min to a temperature of 500-550 ° C for an isothermal time holding for 5-15 minutes, followed by heating to a temperature of 700-750 ° C at a speed of 20-30 ° C / min with an isothermal holding time of 10-30 minutes. 2. Способ получения пористой алюмооксидной керамики по п. 1, отличающийся тем, что количество алюминиевой пудры в смеси с алюмооксидным порошком составляет 30-70 об.%.2. A method of obtaining a porous alumina ceramic according to claim 1, characterized in that the amount of aluminum powder in the mixture with alumina powder is 30-70 vol.%. 3. Способ получения пористой алюмооксидной керамики по п. 1, отличающийся тем, что для приготовления шихты используется 5-10% водный раствор поливинилового спирта в количестве 2-7 мас.% с в расчете на сухой остаток вещества.3. The method of producing porous alumina ceramics according to claim 1, characterized in that for the preparation of the charge, a 5-10% aqueous solution of polyvinyl alcohol is used in an amount of 2-7 wt.% Based on the dry residue of the substance. 4. Способ получения пористой алюмооксидной керамики по п. 1, отличающийся тем, что прессование из шихты сырца проводят под давлением 50-500 МПа.4. A method of producing a porous alumina ceramic according to claim 1, characterized in that the raw material is pressed from a charge under a pressure of 50-500 MPa. 5. Способ получения пористой алюмооксидной керамики по п. 1, отличающийся тем, что выжиг из сырца поливинилового спирта проводят при температуре 340-355°С в течение 1-5 ч.5. The method of obtaining porous alumina ceramics according to claim 1, characterized in that the burning of raw polyvinyl alcohol is carried out at a temperature of 340-355 ° C for 1-5 hours 6. Способ получения пористой алюмооксидной керамики по п. 1, отличающийся тем, что спекание сырца проводят на воздухе при температуре 1450-1500°С в течение 0,5-1,0 ч.6. A method of obtaining a porous alumina ceramic according to claim 1, characterized in that the sintering of the raw material is carried out in air at a temperature of 1450-1500 ° C for 0.5-1.0 hours
RU2015150935A 2015-11-27 2015-11-27 Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics RU2610482C1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2015150935A RU2610482C1 (en) 2015-11-27 2015-11-27 Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2015150935A RU2610482C1 (en) 2015-11-27 2015-11-27 Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2610482C1 true RU2610482C1 (en) 2017-02-13

Family

ID=58458512

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015150935A RU2610482C1 (en) 2015-11-27 2015-11-27 Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics

Country Status (1)

Country Link
RU (1) RU2610482C1 (en)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020516576A (en) * 2017-04-17 2020-06-11 ベスビウス ユーエスエー コーポレイション Porous refractory material, its use and manufacture
RU2732108C2 (en) * 2018-11-29 2020-09-11 Общество с ограниченной ответственностью "Газпром трансгаз Ухта" Method of producing porous ceramic material with high resistance to temperature and pressure in aggressive acidic and alkaline media
RU2783786C1 (en) * 2022-05-27 2022-11-17 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Московский авиационный институт (национальный исследовательский университет)" METHOD FOR OBTAINING LAYERED CERMET Al-Al2O3-Al4C3

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6565825B2 (en) * 2000-08-30 2003-05-20 Japan As Represented By Secretary Of Agency Of Industrial Science And Technology Porous alumina fabrication procedures
US6695967B2 (en) * 2002-03-13 2004-02-24 Ceramem Corporation Reaction bonded alumina filter and membrane support
US20110045971A1 (en) * 2006-12-11 2011-02-24 Adam Kent Collier Alpha-alumina inorganic membrane support and method of making the same
RU2442761C1 (en) * 2010-06-09 2012-02-20 ЗАКРЫТОЕ АКЦИОНЕРНОЕ ОБЩЕСТВО НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННО-КОММЕРЧЕСКАЯ ФИРМА "МаВР" Charge material for production of nonshrinking, porous, flameproof heat insulating material

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6565825B2 (en) * 2000-08-30 2003-05-20 Japan As Represented By Secretary Of Agency Of Industrial Science And Technology Porous alumina fabrication procedures
US6695967B2 (en) * 2002-03-13 2004-02-24 Ceramem Corporation Reaction bonded alumina filter and membrane support
US20110045971A1 (en) * 2006-12-11 2011-02-24 Adam Kent Collier Alpha-alumina inorganic membrane support and method of making the same
RU2442761C1 (en) * 2010-06-09 2012-02-20 ЗАКРЫТОЕ АКЦИОНЕРНОЕ ОБЩЕСТВО НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННО-КОММЕРЧЕСКАЯ ФИРМА "МаВР" Charge material for production of nonshrinking, porous, flameproof heat insulating material

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
СИТНИКОВ А.И. "Получение термостойкого кермета Al 2 O 3 -Al реакционным спеканием", Диссертация на соискание учёной степени кандидата технических наук, Москва, 2005, 189 с. *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020516576A (en) * 2017-04-17 2020-06-11 ベスビウス ユーエスエー コーポレイション Porous refractory material, its use and manufacture
US11542206B2 (en) * 2017-04-17 2023-01-03 Vesuvius Usa Corporation Porous refractory cast material, its use and production
RU2732108C2 (en) * 2018-11-29 2020-09-11 Общество с ограниченной ответственностью "Газпром трансгаз Ухта" Method of producing porous ceramic material with high resistance to temperature and pressure in aggressive acidic and alkaline media
RU2783786C1 (en) * 2022-05-27 2022-11-17 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Московский авиационный институт (национальный исследовательский университет)" METHOD FOR OBTAINING LAYERED CERMET Al-Al2O3-Al4C3

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2662488C1 (en) Method of manufacture of ceramic material of high density with use of hexagonal boron nitride
Bai et al. Preparation and properties of mullite-bonded porous SiC ceramics using porous alumina as oxide
CN103304222B (en) Method for combustion-synthesis casting of Al2O3/ZrO2 eutectic ceramic
Zhou et al. Microstructural evolution of SiC coating on C/C composites exposed to 1500° C in ambient air
FR2969996A1 (en) ALPHA ALPHA FRESH BODY FOR THE PRODUCTION OF A SAPPHIRE MONOCRYSTAL
Frolova et al. Molding features of silicon carbide products by the method of hot slip casting
WO2015011623A1 (en) Product having a high alumina content
RU2610482C1 (en) Method for obtaining porous aluminium oxide ceramics
Akpinar et al. Effects of SiC addition on the structure and properties of reticulated porous mullite ceramics
JP2011528312A (en) Process for preparing silicon carbide parts that do not require sintering additives
RU2691207C1 (en) Method of producing porous ceramic with bimodal porosity distribution
CN107010990B (en) Preparation method of low-thermal-conductivity cordierite porous ceramic
RU2458023C1 (en) Method of producing silicon nitride-based sintered articles
JP6298826B2 (en) Porous ceramic composition and preparation method thereof
CN104418608A (en) Low-temperature sintering method of silicon carbide porous ceramic
JP6294343B2 (en) Porous mullite body with improved thermal stability
RU2470857C1 (en) Method of making parts from carbon-carbide-silicon material
CN105593193A (en) Substrate with low-permeability coating for the solidification of silicon
JP2009013057A (en) Method for manufacturing ceramic body having functionalized pore surface
JP2011526570A (en) Method of manufacturing a filled structure with control over hydrothermal synthesis parameters
JP4967111B2 (en) Alumina-based porous ceramics and method for producing the same
CN109534804A (en) Honeycomb ceramic carrier and preparation method thereof
RU2540674C2 (en) Method of making articles from silicon nitride
RU2464250C1 (en) Method of making articles from carbon-silicon carbide material
CN107686370A (en) The method of porosity agglomerated material and porosity agglomerated material obtained by this method are prepared with diatomite