MgO與三種Al源粉體固相反應(yīng)制備MgAl2O 4陶瓷

李長青， 畢建聰， 劉寶良， 高新明

(1.黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 哈爾濱 150022； 2.廣東石油化工學(xué)院 建筑工程學(xué)院， 廣東 茂名 525000)

0 引 言

鎂鋁尖晶石MgAl2O4(Magnesium aluminium spinel，MAS)是一種具有熔點(diǎn)高(2 135 ℃)，熱導(dǎo)率低，熱膨脹系數(shù)小，抗堿侵蝕能力強(qiáng)，抗熱震性能好等一系列優(yōu)點(diǎn)的雙金屬氧化物材料，被主要應(yīng)用于電子元器件的絕緣骨架、合金及金屬制品的陶瓷保護(hù)膜、遠(yuǎn)紅外波窗口材料、耐火材料及精細(xì)陶瓷器皿、短波長(藍(lán)綠紫波段)激光基質(zhì)晶體材料等各個(gè)領(lǐng)域[1-6]。鎂鋁尖晶石粉體合成常用自蔓延高溫合成法、共沉淀法、溶膠凝膠法、固相反應(yīng)法等。如自蔓延高溫合成法反應(yīng)快，但存在溫度過高的問題；共沉淀法常用鎂鹽和鋁鹽，去除離子需要反復(fù)沖洗，容易改變沉淀相的組分比例；溶膠凝膠法工藝瑣碎，參與反應(yīng)的化學(xué)物質(zhì)鎂鋁醇鹽水解和縮聚速度較快，前驅(qū)溶液反應(yīng)時(shí)的速度不易控制；而固相反應(yīng)法一般采用高能球磨法研磨粉體，再進(jìn)行粉體成型燒結(jié)獲得所需要的相，因此固相反應(yīng)法簡單易行，容易操作。

Lim等[7]采用金屬Al粉與MgO利用自蔓延高溫合成法合成了高純鎂鋁尖晶石，但是這種方法需要在氬氣保護(hù)下把MgO粉與Al粉混合體中的Al粉融化，再轉(zhuǎn)變成經(jīng)空氣煅燒，煅燒后粉塊再研磨燒結(jié)，工藝流程偏多。武小娟等[8]采用自蔓延高溫合成法以Mg粉、Al粉或Mg+MgO粉、Al粉為主原料并加入TiO2及B2O3粉進(jìn)行合成，但合成的產(chǎn)物中存在TiB2粉，需用稀硝酸除去，工藝也較繁瑣。魏恒勇等[9]采用非水解和水解溶膠-凝膠法制備MgAl2O4粉體，在水解凝膠后經(jīng)900 ℃煅燒0.5 h后可形成大量鎂鋁尖晶石晶相，但仍有少量的方鎂石相存在。而非水解溶膠-凝膠法制備經(jīng)900 ℃煅燒出高純MgAl2O4粉體。Mostafa等[10]采用溶膠-凝膠自燃燒法來制備鎂鋁尖晶石光催化劑，但溶膠-凝膠法過程較長，成本較高。

盡管合成MgAl2O4報(bào)導(dǎo)很多，但是對(duì)于在同一工藝條件下MgO與3種鋁源合成并對(duì)比的研究報(bào)導(dǎo)較少，因此本文采用相同工藝條件下MgO與Al、α-Al2O3、Al(OH)33種鋁源粉體來固相合成MgAl2O4并進(jìn)行對(duì)比研究。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 制 備

純MgO 粉體(粉體平均粒度D50≈7.5 μm)與純Al粉(D50≈5.0 μm)、α-Al2O3粉(D50≈3.9 μm)和單斜型的三羥鋁石Al(OH)3粉(D50≈5.0 μm)，分別按照摩爾比n(MgO)∶n(Al)=1∶2、n(MgO)∶n(Al2O3)=1∶1、n(MgO)∶n(Al(OH)3)=1∶2稱粉。用QM-1SP球磨機(jī)并以無水乙醇為球磨介質(zhì)濕混粉體，以確保粉體粒徑分布均勻。為了減少粉體球磨過程中受到的污染，用尼龍材料包覆球罐和磨球。球磨工藝參數(shù)：球料質(zhì)量比均為20∶1，球磨轉(zhuǎn)速為200 r/min，球磨時(shí)間為12 h。

球磨后的粉體烘干后，在空氣燒結(jié)爐中經(jīng)600、800、1 000、1 200、1 400 ℃保溫2 h條件下煅燒。

把經(jīng)1 400 ℃煅燒后的粉體先研磨，再用DY-20臺(tái)式電動(dòng)壓片機(jī)在25 MPa 的壓力下壓制粉體成型。

成型素坯在ZRJ-50-20高溫空氣燒結(jié)爐中燒結(jié)，保溫時(shí)間為2 h，燒結(jié)溫度分別為800、1 000、1 200、1 400和1 600 ℃，真空度為7×10-2Pa。

1.2 表 征

為確定3種摩爾比n(MgO)∶n(Al)=1∶2、n(MgO)∶n(Al2O3)=1∶1、n(MgO)∶n(Al(OH)3)=1∶2的球磨體系粉體在煅燒過程中物相轉(zhuǎn)變溫度，用NETZSCH STA449C型差熱-熱重分析儀(DTA-TG)對(duì)MgO-Al源體系粉體進(jìn)行DTA-TG 分析，升溫速率為5 ℃/min，溫度為25～1 200 ℃。采用Bruker D8 Advance 型X 射線衍射(XRD)儀分析表征制備的粉體、煅燒粉體及燒結(jié)陶瓷體的物相結(jié)構(gòu)，實(shí)驗(yàn)條件：Cu 靶Kα輻射，管電壓為40 kV；用CamScan MX-2 600 掃描電子顯微鏡(Scanning electron microscopy，SEM)表征MgO-Al源體系粉體、煅燒粉體及燒結(jié)陶瓷體的表面和斷口的形貌；電壓0～25 kV。用Archimedes 法測定燒結(jié)陶瓷的體積密度，確定相對(duì)體積密度。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 MgO與3種Al源體系反應(yīng)分析

2.1.1 MgO-Al體系

為了確定球磨后MgO-Al源混合粉體在煅燒過程中的物相轉(zhuǎn)變溫度，采用DTA-TG測試方法進(jìn)行表征。如圖1所示MgO粉體與3種鋁源球磨后的DTA-TG曲線圖。

圖1a為MgO-Al體系的DTA-TG曲線，從DTA曲線中看出，在約575 ℃處，出現(xiàn)顯著的放熱峰，說明Al粉氧化放熱，在670 ℃處的吸熱峰說明MgO-Al體系中Al粉被熔融而吸熱，而后續(xù)被氧化生成α-Al2O3，這時(shí) MgO會(huì)繼續(xù)與α-Al2O3反應(yīng)而放熱。從TG曲線中看出，在200 ℃之前重量變化較小，但在300 ℃后重量減少，是由于尼龍有機(jī)物氧化生成氣態(tài)產(chǎn)物及殘余無水乙醇揮發(fā)而減少重量；在約575 ℃處，粉體總重量顯著增加，說明MgO-Al體系可能部分Al粉氧化而增重，在高于670 ℃后，粉體總重量增加顯著，應(yīng)該是粉體的鋁粉完全轉(zhuǎn)變成α-Al2O3，并與MgO反應(yīng)，后續(xù)兩者氧化物之間反應(yīng)不再有重量的波動(dòng)。

圖1b為MgO-Al體系粉體的XRD衍射圖譜，可以看出，室溫下球磨后混合粉體只有MgO與Al衍射峰，沒有出現(xiàn)新相；600 ℃煅燒后在出現(xiàn)了α-Al2O3相；800 ℃煅燒后保留α-Al2O3相同時(shí)還出現(xiàn)MgAl2O4相，出現(xiàn)了少量的AlN相；1 000 ℃ 和1 200 ℃煅燒后AlN相和Al相均消失，MgO、α-Al2O3和MgAl2O4相存在；1 400 ℃煅燒后，MgAl2O4相衍射峰顯著且尖銳，α-Al2O3相衍射峰仍存在但衍射強(qiáng)度相對(duì)較弱。

圖1 MgO-Al體系粉體DTA-TG曲線及XRD衍射圖譜Fig. 1 DTA-TG curves and XRD patterns for MgO-Al system powders

2.1.2 MgO-Al2O3體系

圖2a為MgO-Al2O3體系的DTA-TG曲線，可以看出DTA曲線總體呈高溫上升趨勢(shì)，高溫位置應(yīng)該是MgO與α-Al2O3直接的放熱反應(yīng)形成，由于測試溫區(qū)范圍所限，不能顯示完整的放熱峰。從TG曲線中看出，在高于300 ℃處，混合粉體失重，是由于尼龍有機(jī)物氧化生成氣態(tài)產(chǎn)物及殘余無水乙醇揮發(fā)而減少重量，而后續(xù)高溫MgO與α-Al2O3之間反應(yīng)重量不再變化。

圖2b為MgO-Al2O3體系粉體的XRD衍射圖譜，從圖中可以看出室溫和經(jīng)600 ℃煅燒后只有MgO與Al2O3物相的XRD衍射峰，沒有出現(xiàn)新相；經(jīng)800、1 000、1 200和1 400 ℃煅燒后在MgO與Al2O3物相基礎(chǔ)上又出現(xiàn)了MgAl2O4相；經(jīng)1 400 ℃煅燒后，MgAl2O4相衍射峰顯著且尖銳，α-Al2O3相衍射峰仍存在。

圖2 MgO-Al2O3體系粉體DTA-TG曲線及XRD衍射圖譜Fig. 2 DTA-TG curves and XRD patterns for MgO-Al2O3 system powders

2.1.3 MgO-Al(OH)3體系

圖3a為MgO-Al(OH)3體系的DTA-TG曲線，從DTA曲線中看出，在285 ℃附近出現(xiàn)了顯著的吸熱峰，這與Al(OH)3脫水生成γ-Al2O3有關(guān)，隨溫度上升，一些γ- Al2O3與MgO反應(yīng)，部分γ-Al2O3轉(zhuǎn)變成α-Al2O3相后，待高溫時(shí)α-A2O3相繼續(xù)與MgO反應(yīng)，并伴隨著顯著的放熱峰。從TG曲線中看出，在高于285 ℃處，由于Al(OH)3脫水使MgO-Al(OH)3體系粉體重量顯著減少，而后續(xù)高溫MgO與γ-Al2O3之間和γ-Al2O3與α-Al2O3之間相變都不會(huì)改變重量。

圖3b為MgO-Al(OH)3體系粉體的XRD衍射圖譜，從圖3b可以看出，室溫條件下為Al(OH)3和MgO衍射峰；經(jīng)600 ℃煅燒后演變?yōu)镸gO與γ-Al2O3物相XRD衍射峰；800 ℃煅燒后仍保持為MgO與γ-Al2O3相； 1 000 ℃煅燒后γ- Al2O3相均已消失，在MgO、α-Al2O3相基礎(chǔ)上出現(xiàn)了MgAl2O4相存在；1 200℃煅燒后，MgAl2O4相衍射峰顯著且尖銳，α-Al2O3相衍射峰仍顯著；1 400 ℃煅燒后，只有MgAl2O4相存在，其衍射峰尖銳，說明此狀況下MgAl2O4相結(jié)晶度較好。

圖3 MgO- Al(OH)3體系粉體TG-DTA曲線及XRD衍射圖譜Fig. 3 DTA-TG curves and XRD patterns for MgO-Al(OH)3 system powders

2.1.4 3種反應(yīng)燒結(jié)后XRD物相對(duì)比分析

圖4為MgO與3種Al源燒結(jié)體經(jīng)1600 ℃燒結(jié)制備MgAl2O4陶瓷的XRD衍射圖譜。從圖中可以看出，MgO-Al體系燒結(jié)體仍存在一定量α-Al2O3相，而MgO-Al2O3體系、MgO-Al(OH)3體系燒結(jié)后不存在α-Al2O3相，且后者衍射峰更為尖銳，說明結(jié)晶更為完整。

圖4 1 600 ℃燒結(jié)制備MgAl2O4陶瓷的XRD衍射圖譜Fig. 4 XRD patterns for MgAl2O4 ceramics after sintering at 1 600 ℃

2.2 顯微形貌表征

2.2.1 制備粉體的顯微形貌表征

圖5為MgO-Al源混合3種體系粉體的SEM顯微形貌。可以看出，粉體均為微米級(jí)粒度粉體，MgO-Al體系和MgO-Al2O3體系粉體粒度顆粒形狀不規(guī)則，大小不均，均存在球磨沖擊破碎沖擊的亞微米級(jí)小顆粒，MgO-Al(OH)3體系中，由于Al(OH)3自身的松軟，粉體在球磨后被擊打成片狀或者包裹著硬度較高的MgO顆粒。

圖5 MgO-Al源混合粉體的SEM顯微形貌Fig. 5 SEM micro-morphologies for MgO-Al source mixed powders

2.2.2 制備陶瓷表面顯微形貌表征

圖6為MgO與3種Al源制備的MgAl2O4陶瓷表面的微觀形貌?？梢钥闯鎏沾杀砻婢胁灰?guī)則孔隙。圖6a中陶瓷表面粒徑尺寸較大，約為5 μm，呈多邊形，但粒度尺寸分布不均勻，棱角光滑化，顆粒間被燒結(jié)到相互粘連的狀態(tài)；圖6b中陶瓷表面顆粒較小但堆積密度較高，貌似顆粒間被燒結(jié)煉成一體，孔隙大小分布不均，殘留在顆粒夾縫之間；從圖6c中可以看出顆粒堆積更為均勻，粒度尺寸大約在5 μm，表面比較致密，單位面積內(nèi)小尺寸的亞微米級(jí)尺寸孔隙數(shù)量更多。

圖6 MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷表面的微觀形貌Fig. 6 SEM micro-morphologies of surfaces for MgAl2O4 ceramics by MgO-Al source

2.2.3 陶瓷斷口顯微形貌表征

圖7 為MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷壓縮開裂斷口的微觀形貌。從圖7a可以看出，MgO-Al 體系制備的MgAl2O4陶瓷斷口顯露的晶粒形貌呈較規(guī)則的等軸晶，晶粒粒徑約2～4 μm，晶粒間孔隙多，沿晶斷裂較明顯。從圖7b可以看出，MgO-Al2O3體系制備的MgAl2O4陶瓷斷口顯露的晶粒形貌非常不規(guī)則，并顯露著較多的孔隙，晶粒粒徑約3 μm，粒徑間晶界不明顯，沿晶斷裂為主。從圖7c可以看出，MgO-Al(OH)3體系MgAl2O4陶瓷斷口晶粒形貌不明顯，晶界特征不突出，但仍能看到沿晶穿晶斷裂混合的特征，陶瓷致密度較高，但仍夾雜著細(xì)小的氣孔。

3 分析討論

圖8所示為反應(yīng)物MgO與γ-Al2O3、α-Al2O3及生成物MgAl2O4晶型示意。

如圖1a和圖1b所示的MgO與Al粉反應(yīng)體系，Al粉在空氣中加熱后575 ℃開始氧化增重，670 ℃后Al粉氧化層內(nèi)部的未氧化的Al粉熔化使得氧化層開裂，使得Al液迅速氧化[21-23]。有文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo)MgO與Al粉反應(yīng)生成MgAl2O4需要的Gibbs自由能與溫度的關(guān)系為ΔG=-1 699+0.307T，并說明MgO與Al本身就是一個(gè)放熱反應(yīng)[11-12]。對(duì)于這個(gè)MgO與Al粉體系，當(dāng)這個(gè)過程中溫度達(dá)到Al熔點(diǎn)附近，Al粉顆粒內(nèi)部熔融體積膨脹把顆粒外層的氧化膜脹裂，流出的Al液能夠被MgO粉體吸附，這里要考慮與MgO粉體顆粒浸潤問題，被吸附的Al液與空氣氧化，能夠有效地減少擴(kuò)散路徑[11,24]。

類似的研究如Sandhage采用Mg熔液來浸滲多孔的Al2O3坯料來獲得MgAl2O4[25]。從圖1可看到經(jīng)800℃煅燒后MgO與Al在煅燒過程中出現(xiàn)了MgAl2O4和AlN相，這個(gè)情況令人疑惑，但在Henkel[11]研究MgO與AlMg合金中確實(shí)出現(xiàn)了AlN相；而Gromov 等[26]研究表明，納米鋁單質(zhì)在空氣中燃燒時(shí)，確實(shí)出現(xiàn)AlN相；謝曉等[27]報(bào)導(dǎo)AlMg合金在空氣中直接燃燒得到了AlN，說明MgO與Al粉體系中或許經(jīng)高能球磨后的Al粉具有較高的活性而經(jīng)800 ℃煅燒后快速氧化，極短時(shí)間內(nèi)消耗周圍的O2而留給周圍空氣中更多的N2參與反應(yīng)，從而出現(xiàn)AlN相。經(jīng)1 000 ℃煅燒后，AlN相消失，說明經(jīng)1 000 ℃煅燒AlN被氧化成α-Al2O3，類似于王榕林[28]所報(bào)導(dǎo)的900 ℃后出現(xiàn)明顯的氧化增重，1 250 ℃后完成轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3?；蛟S是由于有些α-Al2O3生成時(shí)溫度較高自身晶粒顯著長大，與MgO進(jìn)一步反應(yīng)不夠充分而在1 400 ℃仍殘留α-Al2O3。

對(duì)于MgO與α-Al2O3反應(yīng)體系中，在室溫條件下MgO與α-Al2O3反應(yīng)生成MgAl2O4的Gibbs能是-25.42 kJ/mol，此反應(yīng)過程相對(duì)簡單，根據(jù)MgO-α-Al2O3相圖[29]合成MgAl2O4不是線性化合物，而對(duì)摩爾比1∶1的MgO與α-Al2O3之間反應(yīng)生成MgAl2O4相能保證消耗多余的反應(yīng)物。

而對(duì)于MgO-Al(OH)3體系來說，三羥鋁石Al(OH)3脫水生成過渡相氧化物然后經(jīng)600 ℃煅燒后就已生成γ-Al2O3。Banerjee等[30]等報(bào)導(dǎo)類似情況下500 ℃前就開始有γ-Al2O3轉(zhuǎn)變，這個(gè)過程需要440 kJ/mol的激活能[31]，MgO與γ- Al2O3相互擴(kuò)散反應(yīng)生成MgAl2O4，還有一部分的γ-Al2O3在750 ℃開始轉(zhuǎn)變成α-Al2O3[12,31-32]，則需要500 kJ/mol的激活能，這時(shí)MgO繼續(xù)與剩余的α-Al2O3反應(yīng)生成了MgAl2O4。

圖8 反應(yīng)物MgO與Al2O3及生成物MgAl2O4晶型示意Fig. 8 Schematic for crystal structures of reactant MgO and Al2O3 and product MgAl2O4

從圖8可以看出，MgO為典型的CsCl型立方晶型，Mg在6個(gè)O2-構(gòu)成的8面體中心空位，Mg-O之間的鍵長即為半個(gè)晶胞邊長，即為0.21 nm[33]。γ-Al2O3可以看作是缺陷型的立方尖晶石結(jié)構(gòu)，其中有2個(gè)完整的Al-O八面體，Al3+在6個(gè)O2-八面體的中心，這里Al-O鍵長0.190 9 nm；還有0.67個(gè)Al3+存在于Al-O四面體內(nèi)，即4個(gè)O2-四面體的中心處，這里Al-O鍵長0.173 7 nm[30-31]。這就使得MgO和γ- Al2O3合成MgAl2O4相在相對(duì)較低的溫度下就能夠完成。

α-Al2O3可看作密排六方晶型，內(nèi)部可以看作Al-O八面體相互連接，Al-O八面體的腰部的4個(gè)Al-O鍵長為0.196 9 nm，上下Al與中心O的鍵長為0.185 7 nm，是個(gè)變形的八面體[32]。由于晶型結(jié)構(gòu)的差異，γ-Al2O3轉(zhuǎn)變成α-Al2O3屬于重構(gòu)型相變，需要比無定形轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3等過渡相Al2O3這種位移型相變更多的激活能，所以MgO優(yōu)先與部分的γ-Al2O3反應(yīng)生成MgAl2O4，同時(shí)γ-Al2O3也有機(jī)會(huì)轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3，再與MgO生成MgAl2O4。

MgAl2O4尖晶石結(jié)構(gòu)中，2個(gè)金屬陽離子分別在多面體中心位置處，Al3+在6個(gè)O2-構(gòu)成的八面體的中心空位，Al-O鍵長0.185 nm；而Mg2+在4個(gè)O2-構(gòu)成的四面體的中心空位，Mg-O鍵長 0.196 nm[1]。

γ-Al2O3缺陷型尖晶石晶型與MgAl2O4尖晶石晶型均存在著八面體和四面體結(jié)構(gòu)，具有很高的晶型相似性，因而從γ-Al2O3與同樣存在八面體結(jié)構(gòu)的MgO立方晶型反應(yīng)生成MgAl2O4更加容易，而α-Al2O3晶型內(nèi)部只存在的變形的八面體結(jié)構(gòu)，與MgAl2O4尖晶石結(jié)構(gòu)偏差較大，且α-Al2O3是Al2O3同素異構(gòu)中最穩(wěn)定的物相，因而α-Al2O3與MgO之間反應(yīng)相比γ-Al2O3與MgO反應(yīng)困難很多，此反應(yīng)過程可通過式(1)、(2)金屬陽離子擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)反應(yīng)物相對(duì)生成：

2Al3++4MgO→MgAl2O4+3Mg2+，

(1)

3Mg2++4Al2O3→3MgAl2O4+2Al3+。

(2)

γ-Al2O3中的四面體中間的空位中，有0.33個(gè)無Al3+占據(jù)中心的四面體，Mg2+通過擴(kuò)散相對(duì)容易進(jìn)入，盡管Mg2+半徑(0.072 nm)要大于Al3+(0.054 nm)，或許是Mg2+所帶的價(jià)電數(shù)偏小，更容易進(jìn)入四面體中心空位[30]，這個(gè)問題有待探討。而對(duì)于α-Al2O3與MgO來說，由于只是存在Al-O變形的八面體結(jié)構(gòu)，因而通過擴(kuò)散生成MgAl2O4尖晶石晶型要比γ-Al2O3與MgO難很多。在這個(gè)反應(yīng)過程中，由于反應(yīng)物密度不同及與生成物的密度的差別，伴隨反應(yīng)過程，體積發(fā)生變化，這里γ-Al2O3、α-Al2O3、MgO及生成物MgAl2O4的密度分別是3.67、3.98、3.58和3.64 g/cm3，通過理論計(jì)算可以得出α-Al2O3與MgO完全生成MgAl2O4相將會(huì)伴隨著5%的體積膨脹率，而γ-Al2O3與MgO生成MgAl2O4卻只有不到1%的體積膨脹率，但是反應(yīng)過程中γ-Al2O3會(huì)有部分轉(zhuǎn)變成α-Al2O3，所以最后的體積變化要大于理論值。而α-Al2O3、MgO體系合成MgAl2O4中，實(shí)際體積膨脹率可能要更大并且還與合成粉體的顆粒度有關(guān)[33]。

圖9為在不同燒結(jié)溫度下MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷的密度變化曲線，密度增長趨勢(shì)相似，MgO-Al2O3體系燒結(jié)體密度在800 ℃燒結(jié)后密度最小，均值密度為2.49 g/cm3，3種體系燒結(jié)體在燒結(jié)過程中后期密度增長速度相近，在1 600 ℃燒結(jié)后MgO-Al(OH)3燒結(jié)體密度最大，達(dá)到3.44 g/cm3，致密度達(dá)到94.5%，MgO-Al2O3體系燒結(jié)體密度仍為最小，密度為3.21 g/cm3，致密度為88.2%。MgO- Al2O3體系原材料成分MgO、α-Al2O3均是穩(wěn)定相，相對(duì)活性低，α-Al2O3與MgAl2O4密度差別大，燒結(jié)過程中產(chǎn)生的膨脹使得燒結(jié)致密化慢，而MgO-Al(OH)3體系，Al(OH)3由于脫水分解成疏松型的活性較高的γ-Al2O3相，從而能夠與MgO擴(kuò)散充分，使致密化較快，而MgO-Al體系密度增長介于前兩者之間，Al粉高溫段氧化成α-Al2O3，推測新生成的α-Al2O3活性相對(duì)直接用α-Al2O3做原料的體系更高些，所以致密化高于MgO-Al2O3體系燒結(jié)體。

圖9 MgO與3種Al源燒結(jié)體密度 Fig. 9 Density variation for sintered compacts by MgO with 3 kinds of Al soarces

采用JADE分析軟件對(duì)不同溫度下生成的MgAl2O4相生成物含量進(jìn)行分析比較，得出圖10的MgAl2O4相轉(zhuǎn)化率γ曲線。可以看出，800 ℃ 煅燒后，MgO-Al(OH)3還沒有出現(xiàn)MgAl2O4，所以MgAl2O4相轉(zhuǎn)化率認(rèn)為是0；1 600 ℃燒結(jié)后，MgO-Al(OH)3和MgO-Al2O3體系轉(zhuǎn)化MgAl2O4比較完全，而MgO-Al體系中仍有5%的α-Al2O3相，轉(zhuǎn)換仍不完全。MgO-Al(OH)3體系隨溫度上升向MgAl2O4相轉(zhuǎn)化速率最快。

圖10 不同溫度下MgO-Al源混合粉體隨溫度變化曲線度生成MgAl2O4相轉(zhuǎn)化率Fig. 10 Inversion rate curves for sintered compacts by MgO with 3 MgAl2O4 phase by MgO with 3 kinds of Al source kinds of Al source

4 結(jié) 論

(1)MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷實(shí)驗(yàn)中，經(jīng)1 600 ℃燒結(jié)后，MgO-Al2O3體系和MgO-Al(OH)3體系MgAl2O4相轉(zhuǎn)化完全，因而說MgO-Al(OH)3體系燒結(jié)MgAl2O4相效果最好；并且MgO-Al體系粉體在800 ℃煅燒后出現(xiàn)了AlN中間相，高于800 ℃煅燒后AlN相消失。

(2)MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷實(shí)驗(yàn)中，MgO-Al(OH)3體系在1 600 ℃燒結(jié)的MgAl2O4陶瓷致密度最高，達(dá)到94.5%，MgO-Al2O3體系由于原料與生成物體積膨脹率較大而使得燒結(jié)的MgAl2O4陶瓷空隙較多，致密度相對(duì)較低。

(3)MgO-Al源制備的MgAl2O4陶瓷實(shí)驗(yàn)中，1 600 ℃燒結(jié)后，MgO-Al(OH)3和MgO-Al2O3體系轉(zhuǎn)化MgAl2O4比較完全，而MgO-Al體系中仍有5%的α-Al2O3相，轉(zhuǎn)換仍不完全。MgO-Al(OH)3體系隨溫度上升向MgAl2O4相轉(zhuǎn)化速率最快。