CN104844249A - 绝热材料 - Google Patents

绝热材料 Download PDF

Info

Publication number
CN104844249A
CN104844249A CN201510198912.9A CN201510198912A CN104844249A CN 104844249 A CN104844249 A CN 104844249A CN 201510198912 A CN201510198912 A CN 201510198912A CN 104844249 A CN104844249 A CN 104844249A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
pore
thermal conductivity
insulation material
thermal insulation
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Granted
Application number
CN201510198912.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104844249B (zh
Inventor
赤岭宗子
藤田光广
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kuo Si Tai LLC
Original Assignee
Covalent Materials Corp
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
Priority claimed from JP2012232881A external-priority patent/JP5752101B2/ja
Application filed by Covalent Materials Corp filed Critical Covalent Materials Corp
Publication of CN104844249A publication Critical patent/CN104844249A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104844249B publication Critical patent/CN104844249B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01F—COMPOUNDS OF THE METALS BERYLLIUM, MAGNESIUM, ALUMINIUM, CALCIUM, STRONTIUM, BARIUM, RADIUM, THORIUM, OR OF THE RARE-EARTH METALS
    • C01F7/00—Compounds of aluminium
    • C01F7/02—Aluminium oxide; Aluminium hydroxide; Aluminates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/44—Shaped 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 aluminates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01F—COMPOUNDS OF THE METALS BERYLLIUM, MAGNESIUM, ALUMINIUM, CALCIUM, STRONTIUM, BARIUM, RADIUM, THORIUM, OR OF THE RARE-EARTH METALS
    • C01F7/00—Compounds of aluminium
    • C01F7/02—Aluminium oxide; Aluminium hydroxide; Aluminates
    • C01F7/16—Preparation of alkaline-earth metal aluminates or magnesium aluminates; Aluminium oxide or hydroxide therefrom
    • C01F7/162—Magnesium aluminates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/44—Shaped 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 aluminates
    • C04B35/443—Magnesium aluminate spinel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/007—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof characterised by the pore distribution, e.g. inhomogeneous distribution of pores
    • C04B38/0074—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof characterised by the pore distribution, e.g. inhomogeneous distribution of pores expressed as porosity percentage
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2111/00—Mortars, concrete or artificial stone or mixtures to prepare them, characterised by specific function, property or use
    • C04B2111/20—Resistance against chemical, physical or biological attack
    • C04B2111/28—Fire resistance, i.e. materials resistant to accidental fires or high temperatures
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3262—Manganese oxides, manganates, rhenium oxides or oxide-forming salts thereof, e.g. MnO
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/327—Iron group oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3272—Iron oxides or oxide forming salts thereof, e.g. hematite, magnetite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/327—Iron group oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3279—Nickel oxides, nickalates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
    • C04B2235/762—Cubic symmetry, e.g. beta-SiC
    • C04B2235/763—Spinel structure AB2O4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Geology (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Porous Artificial Stone Or Porous Ceramic Products (AREA)
  • Furnace Housings, Linings, Walls, And Ceilings (AREA)
  • Thermal Insulation (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)

Abstract

本发明提供即使在1000℃以上的高温区域中，导热系数的增加也受到抑制且保持优异的绝热性的绝热材料。其构成为：气孔率为65~90vol%，由化学式XAl2O4（X＝Zn，Fe，Mg，Ni或Mn）表示的尖晶石质的多孔质烧结体形成，孔径超过1000μm的粗大气孔占总气孔容积的25vol%以下、孔径为0.45μm以下的微小气孔占孔径为1000μm以下的气孔的容积中的5~40vol%、孔径为0.14~10μm的范围内具有至少1个气孔径分布峰，烧结体颗粒的算术平均粒径为0.04~1μm。

Description

绝热材料
本申请是申请日为2013年8月26日、申请号为“201310374690.2”、发明名称为“绝热材料”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及由多孔质烧结体形成的、在1000℃以上的高温下的绝热性优异的绝热材料。
背景技术
多孔质烧结体与致密的陶瓷相比体积密度和导热系数低，因此广泛用作绝热材料。
例如，日本特开2011-1204号公报(专利文献1)中公开了一种绝热材料，其是对以超微细气相氧化物为主原料且含有陶瓷超微粉等的原料进行压缩成型而成的，其具有显示如下细孔分布的颗粒结构：在细孔径分布的图中，细孔径的大小在0.01~0.1μm的范围和10~1000μm的范围内分别存在山形的峰，但在0.1~10μm的范围内没有山形的峰。
另外，日本特开2012-229139号公报(专利文献2)中公开了一种由MgAl2O4形成的、气孔率为40~95容积%的多孔体陶瓷，其在10~365nm的范围内具有至少1个气孔径分布的峰。
然而，专利文献1中记载的绝热材料的目的在于抑制吸收水分后进行干燥时的收缩，在超过500℃左右的温度下具备耐热性，但在1000℃以上的高温区域中，超微细气相氧化物的颗粒生长产生、细孔减少，因气孔率的降低或细孔径分布的变化而产生绝热性的降低、绝热材料的变形或收缩。
另一方面，上述专利文献2中记载的多孔体陶瓷的技术特征在于，在10~365nm的范围内具有至少1个气孔径分布的峰，即，具有微细的气孔，但该微细的气孔以何种程度存在、此外关于导热系数尚不明确，因此，在何种温度区域内具备何种程度的绝热能力也不一定明确。
发明内容
本发明是鉴于上述技术课题而进行的，其目的在于提供即使在1000℃以上的高温区域中，导热系数的增加也受到抑制且保持优异的绝热性的绝热材料。
本发明的绝热材料的特征在于，其气孔率为65vol%以上且90vol%以下，由化学式XAl2O4表示的尖晶石质的多孔质烧结体形成，前述化学式中的X为Zn、Fe、Mg、Ni和Mn中的任一种，孔径大于1000μm的粗大气孔占总气孔容积的25vol%以下，孔径为0.45μm以下的微小气孔占孔径为1000μm以下的气孔的容积中的5vol%以上且40vol%以下，孔径为0.14μm以上且10μm以下的范围内具有至少1个气孔径分布峰，烧结体颗粒的算术平均粒径为0.04μm以上且1μm以下。
这种绝热材料适合作为在1000℃以上的高温区域中使用的绝热材料。
对于前述绝热材料，优选的是，在孔径为0.14μm以上且小于0.45μm的范围内具有至少1个气孔径分布峰，并且，在孔径为0.45μm以上且10μm以下的范围内具有至少1个气孔径分布峰。
对于前述绝热材料，更优选的是，在孔径超过10μm且为1000μm以下的范围内还具有至少1个气孔径分布峰。
另外，本发明的绝热材料的特征在于，其由由MgAl2O4制成的、气孔率为73%以上的多孔质烧结体形成，孔径为0.8μm以上且小于10μm的气孔占总气孔容积中的60vol%以上且小于80vol%，并且，孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔占总气孔容积中的10vol%以上且小于30vol%，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍。
前述绝热材料在高温区域中的导热系数越小，则越能够获得优异的绝热性，因此，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数优选为0.3W/m・K以下，更优选为0.26W/m・K以下。
另外，高温区域中的导热系数的增加越受到抑制，则越能够获得优异的绝热性，因此，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数优选不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.2倍。
另外，容积比热优选为1.2J/cm3・K以下。
像这样，由于容积比热小，因此能够抑制绝热材料的温度升高所需要的热量，能够以更少的投入能量来加热由该绝热材料形成的绝热空间，另外，由于蓄热量少，因此能够更快速地冷却前述绝热空间内部。
本发明的绝热材料即使在1000℃以上的高温区域中，导热系数的增加也受到抑制且保持优异的绝热性，因此适合作为用于在高温区域中使用的绝热材料。
因此，本发明的绝热材料还能够适用于要求在1000℃以上的高温环境中具备高绝热性的各种结构材料或耐火材料、例如陶瓷、玻璃、钢铁、非铁等的炉等。
附图说明
图1是从本发明的一个方式所述的多孔质烧结体中切出的部件的剖面的扫描型电子显微镜（SEM）照片图像。
图2是对图1的SEM照片图像的颗粒的边缘进行标记的照片。
图3是表示实施例1所述的多孔质烧结体的、基于水银孔率法（mercury porosimetry）的气孔径分布的图。
图4是表示实施例1和现有例的温度与导热系数的关系的图。
图5是表示将实施例2所述的多孔质烧结体在大气中以1500℃进行24小时热处理前后的气孔径分布的图。
图6是表示实施例12所述的多孔质烧结体的、基于水银孔率法的气孔径分布的图。
图7是表示实施例13所述的多孔质烧结体的、基于水银孔率法的气孔径分布的图。
图8是表示实施例13、14和比较例9、10的温度与导热系数的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行更详细的说明。
本发明的绝热材料的气孔率为65vol%以上且90vol%以下，由化学式XAl2O4表示的尖晶石质的多孔质烧结体形成，前述化学式中的X为Zn、Fe、Mg、Ni和Mn中的任一种，孔径大于1000μm的粗大气孔占总气孔容积的25vol%以下、孔径为0.45μm以下的微小气孔占孔径为1000μm以下的气孔的容积中的5vol%以上且40vol%以下、在孔径为0.14μm以上且10μm以下的范围内具有至少1个气孔径分布峰，烧结体颗粒的算术平均粒径为0.04μm以上且1μm以下。
如上所述，本发明的绝热材料的气孔率为65vol%以上且90vol%以下。
前述气孔率小于65vol%时，多孔质烧结体中的基材部所占的比例高，因此固体导热增加，对于获得低导热系数而言是不充分的。气孔率越高，则固体导热的影响变得越小，能够降低导热系数，但前述气孔率超过90%时，多孔质烧结体中的基材部所占的比例相对降低，变得脆弱，从而变得无法耐受作为绝热材料的使用。
需要说明的是，前述气孔率是利用JIS R 2614“隔热耐火砖的比重及真气孔率的测定方法”而算出的。
前述尖晶石质的多孔质烧结体的化学组成由化学式XAl2O4表示，X为Mg、Mn、Fe、Ni和Zn中的任一种。即为MgAl2O4、MnAl2O4、FeAl2O4、NiAl2O4和ZnAl2O4中的任一种。它们在不损害本发明的多孔质烧结体的特定结构的范围内也可以是1种或多种混合存在。在上述化学组成之中，MgAl2O4、即镁氧尖晶石由于高温下的强度优异而特别优选。
这种尖晶石质的多孔质烧结体由于耐热性高、在高温下的强度优异，因此能够降低因颗粒生长或晶粒边界的结合而产生的气孔的形状、大小的变动的影响，能够长时间维持抑制导热系数的温度依赖性的效果。
因此，由于在1000℃以上、尤其是1300℃以上的高温区域中的结构稳定性高、具有各向同性的晶体结构，因此即使暴露于高温时也不会显示特异的收缩，从而适合作为高温用的绝热材料。
需要说明的是，前述化学组成和尖晶石质的结构例如可以通过粉末X射线衍射法来测定和鉴别。
前述多孔质烧结体的气孔中，孔径大于1000μm的粗大气孔占总气孔容积的25vol%以下，孔径为0.45μm以下的微小气孔占孔径为1000μm以下的气孔的容积中的5vol%以上且40vol%以下。
孔径大于1000μm的粗大气孔超过总气孔容积的25vol%时，红外线散射效果低的粗大气孔增加而导致辐射的影响变大，绝热效果变得不充分，另外，强度显著降低。
另外，通过具有孔径为0.45μm以下的微小气孔，能够增加每单位体积的气孔数，由于这种微小气孔数变多，能够提高红外线的散射效果。尤其是，其有效抑制对高温时的导热系数产生显著影响的辐射传热，能够降低导热系数的温度依赖性。
前述微小气孔在孔径为1000μm以下的气孔的容积中所占的比例小于5vol%时，每单位体积的气孔数少，无法充分地获得红外线散射效果。另一方面，前述微小气孔在孔径为1000μm以下的气孔的容积中所占的比例超过40vol%时，难以使该多孔质烧结体的气孔率为65vol%以上，无法获得降低导热系数的效果。
需要说明的是，孔径为1000μm以下的气孔容积通过JIS R 1655“基于精细陶瓷的压汞法的成型体气孔径分布试验方法”进行测定。另外，孔径大于1000μm的气孔的比例是如下求得的值：由上述“隔热耐火砖的比重及真气孔率的测定方法”算出的气孔率减去利用“基于精细陶瓷的压汞法的成型体气孔径分布试验方法”测定的孔径为1000μm以下的气孔率而得到的值。
另外，前述多孔质烧结体在孔径为0.14μm以上且10μm以下的范围内具有至少1个气孔径分布峰。
由于具有这种气孔径分布，由红外线的散射带来的辐射传热抑制效果进一步增加，能够减小导热系数的温度依赖性。
上述孔径范围内的气孔径分布峰可以是1个，或者也可以是2个以上。
对于前述多孔质烧结体，优选的是，在孔径为0.14μm以上且小于0.45μm的范围内具有至少1个气孔径分布峰，并且，在孔径为0.45μm以上且10μm以下的范围内具有至少1个气孔径分布峰。
由此，能够包含孔径为0.45μm以下的微小气孔且使气孔率容易地增加。
进而，更优选在孔径超过10μm且为1000μm以下的范围内具有气孔径分布峰。
通过具有这种气孔径分布，在维持强度的同时，该多孔质烧结体整体的气孔率变得更高，因此能够获得质量更轻且固体导热的影响小的低导热系数的绝热材料。
另外，前述多孔质烧结体由算术平均粒径为0.04μm以上且1μm以下的烧结体颗粒形成。
通过由这种颗粒构成，能够增加每单位体积的晶粒边界数，提高声子（フォノン）的晶粒边界散射效果，能够降低导热系数。
前述算术平均粒径小于0.04μm时，存在高温下使用时发生颗粒生长、气孔被堵塞、微小气孔减少的倾向，抑制辐射传热的效果变得不充分。另一方面，前述算术平均粒径超过1μm时，晶粒边界的结合得以强化，固体导热的影响变大，导热系数变高。
此处，前述算术平均粒径如下进行操作而求出。首先，对多孔质烧结体的任意剖面进行显微镜图像拍摄，从该剖面图像中随机选出100个能够计量长径和短径的颗粒。然后，根据图像的深浅对这些颗粒的边缘进行标记，根据图像计量长径和短径。将单个颗粒的长径和短径的平均值视为该颗粒的粒径，求出100个颗粒的平均值，将其作为算术平均直径。
需要说明的是，前述显微镜图像的拍摄方法没有特别限定，若考虑分析的容易度，优选使用扫描型电子显微镜（SEM）。
图1示出SEM照片图像的一例，图2表示利用上述方法对图1的SEM照片图像的颗粒的边缘进行标记而得到的图。
另外，根据本发明，提供如下绝热材料，其特征在于，其由由MgAl2O4制成的、气孔率为73%以上的多孔质烧结体形成，孔径为0.8μm以上且小于10μm的气孔占总气孔容积中的60vol%以上且小于80vol%，并且，孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔占总气孔容积中的10vol%以上且小于30vol%，进而，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍。
这种绝热材料的构成是基于，着眼于多孔质烧结体的气孔构成，发现特定的微细气孔会对高温区域下的绝热性产生影响。即，该绝热材料通过在前述多孔质烧结体中如上述那样地控制特定的微细气孔的量，即使在1000℃以上的高温区域中，导热系数的增加也少，保持优异的绝热性。
因此，前述绝热材料例如即使为相同厚度，与现有的绝热材料相比也能够获得更高的绝热性，能够有助于节能效果。
另外，适用于炉壁等大型设备时，即使薄也能够获得充分的绝热性。因此，能够实现设备的省空间化，另外，由于炉体的表面积降低，从炉体表面散发的热量减少，进而，前述绝热材料由于为低热容量，与现有的绝热砖相比更能够获得优异的节能效果。
前述绝热材料的材质为尖晶石质的MgAl2O4。
如上所述，尖晶石质的多孔质烧结体的耐热性高、在高温下的强度优异，因此能够降低因高温下的颗粒生长或晶粒边界的结合而产生的气孔的形状、大小的变动，能够长时间维持抑制导热系数变动的效果。尤其是，MgAl2O4、即镁氧尖晶石由于在1000℃以上的高温区域中的结构稳定性高、具有各向同性的晶体结构，因此即使暴露于高温时也不会显示特异的颗粒生长或收缩，因而能够维持作为本发明的特征的气孔结构，对于在高温下使用的绝热材料而言是合适的材质。
另外，构成前述绝热材料的、由MgAl2O4形成的多孔质烧结体的气孔率为73%以上。
前述气孔率小于73%时，多孔质烧结体中的由MgAl2O4制成的基材部所占的比例高，固体导热增加，难以将导热系数抑制在较低水平。
需要说明的是，气孔率越高，则固体导热的影响变得越小，能够降低导热系数，但多孔质烧结体中的由MgAl2O4制成的基材部所占的比例相对降低，变得脆弱，变得无法耐受作为绝热材料的使用，因此前述气孔率优选小于90%。
前述多孔质烧结体的气孔构成中，孔径为0.8μm以上且小于10μm的气孔占总气孔容积中的60vol%以上且小于80vol%，并且，孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔占总气孔容积中的10vol%以上且小于30vol%。
像这样，前述多孔质烧结体的气孔基本上均为孔径小于10μm的小气孔。孔径为10μm以上的气孔大量存在时，红外线的散射效果降低，辐射的影响变大，无法获得高温下的充分的绝热效果，另外，可能导致绝热材料的强度降低。
优选的是，在孔径为0.8μm以上且小于10μm的范围内具有至少1个气孔径分布峰，另外，在孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的范围内具有至少1个气孔径分布峰。
尤其是，前述多孔质烧结体的气孔之中，孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔占总气孔容积中的10vol%以上且小于30vol%。
通过使孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的微小气孔以上述那样的比例存在，能够增加每单位体积的气孔数，能够提高红外线的散射效果。尤其是，可有效抑制对高温区域中的导热系数产生显著影响的辐射传热，能够获得抑制高温区域中的导热系数增加的效果，由此，能够获得优异的绝热性。
前述微小气孔在总气孔容积中所占的比例小于10vol%时，每单位体积的气孔数少，无法充分地获得红外线散射效果。另一方面，前述微小气孔在总气孔容积中所占的比例为30vol%以上时，可能导致绝热材料的强度降低。
需要说明的是，前述多孔质烧结体中的气孔径分布可以通过JIS R 1655“基于精细陶瓷的压汞法的成型体气孔径分布试验方法”进行测定。
对于前述绝热材料的导热系数，具体而言，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍。
像这样，高温区域中的导热系数的增加受到抑制的绝热材料即使在1000℃以上且1500℃以下的高温区域中也能够保持与1000℃以下的低温区域同等的绝热效果，能够适用于高温区域。
需要说明的是，即使在孔径为10μm以上的范围内具有气孔径分布峰也没有问题，但粗大的气孔会因辐射传热而导致绝热性的降低，因此存在孔径超过1000μm的气孔是不优选的。
通过具有这种气孔径分布，在维持强度的同时，该多孔质烧结体整体的气孔率变得更高，因此能够获得质量更轻且固体导热的影响小的低导热系数的绝热材料。
另外，前述绝热材料在20℃以上且1500℃以下的容积比热优选为1.2J/cm3・K以下。
通过使容积比热为1.2J/cm3・K以下，较小，能够减少绝热材料的温度升高所需的热量，例如，能够以更少的投入能量对由炉内等的该绝热材料所形成的绝热空间进行加热。另外，容积比热小意味着蓄热量少，能够更快速地将炉内冷却，从而取出炉内的热处理物。进而，由于绝热效率高，因此能够将炉等绝热对象设计得紧凑。
另外，对于前述多孔质烧结体，优选的是，在任意剖面中均观察不到粒径大于100μm的一次颗粒。更优选的是，不存在粒径大于50μm的一次颗粒。
像这样，通过抑制晶体颗粒的生长，能够维持微小的气孔，能够保持高温绝热性。
上述那样的本发明的绝热材料的制造方法没有特别限定，可以适用公知的多孔质烧结体的制造方法。气孔结构的形成·调整例如可以通过添加造孔材料、起泡剂等来进行。
需要说明的是，本发明的绝热材料通过在表面设置耐火性材料等涂布层、或用作嵌缝材料（目地材）等，还能够构成复合材料。
实施例
以下，基于实施例来进一步具体地说明本发明，但本发明不限定于下述实施例。
（实施例1）
以相对于11mol水硬性氧化铝粉末（BK-112；住友化学株式会社制）为9mol的比例混合氧化镁粉末（MGO11PB；株式会社高纯度化学研究所制），添加纯水而制备浆料。向其中添加相对于浆料为50vol%的、作为造孔材料的直径10μm的丙烯酸类树脂并混合，通过水硬而进行成型，得到75mm×105mm×厚度30mm的板状成型体。将该成型体在大气中以1500℃焙烧3小时，得到多孔质烧结体。
针对上述得到的多孔质烧结体，利用X射线衍射（X射线源：CuKα、电压：40kV、电流：0.3A、扫描速度：0.06°/s）鉴定晶体相，结果观察到镁氧尖晶石相。
另外，图3示出该多孔质烧结体的气孔径分布。从图3示出的气孔径分布的图中确认到孔径0.20μm和孔径3.80μm各自的峰。
表1总结示出前述多孔质烧结体的各种评价结果。需要说明的是，为了比较，针对由多铝红柱石质的纤维结构形成的市售绝热材料，将材质、主结构和耐热温度的样本记载值（カタログ記載の値）以及其它的实测值作为现有例合并记载。
【表1】
另外，导热系数基于JIS R 2252-1“耐火物的导热系数的试验方法-第1部：热射线法（正交法）”如下进行测定：利用50mm×70mm×厚度20mm的试样，热射线使用铂铑合金线（87%Pt、13%Rh），使用R热电偶，测定到最高1500℃为止。
图4示出实施例1和前述现有例的导热系数的测定结果的图。
由图4所示的图可知，市售的绝热材料（现有例）随着温度上升可观察到辐射传热的增加，导热系数大幅提高。
与此相对，实施例1的导热系数处于0.19~0.22W/m・K的范围内，未观察到温度依赖性，即使在1000℃以上、尤其是在1300℃以上的高温区域中也可确认到低导热系数。另外，升温至1500℃为止时和其后降温时测定的导热系数未发现差异，由此可以确认：即使暴露于1500℃的高温后，绝热性也没有变化。
（实施例2~11、比较例1~8）
制作具有下述表2所示各结构的多孔质烧结体。
各多孔质烧结体的结构通过变更原料水硬性氧化铝粉末的平均粒径、氧化镁粉末的混合比、造孔材料的添加量、焙烧温度和焙烧时间来调整。
表2总结示出各多孔质烧结体的各种评价结果。
【表2】
由表2所示的评价结果可知，在1300℃和1500℃的任一情况下，实施例1~11的导热系数均低于现有例的0.29W/m・K和0.40W/m・K，可确认到导热系数基本上没有随着温度上升而增加。
需要说明的是，气孔率越高则导热系数变得越低，但气孔率超过90%（以气孔率92%为目标而制造）的多孔质烧结体（比较例2）脆弱，无法制作具有充分强度的产物。
另外，实施例3在孔径为0.14μm以上且10μm以下的范围内具有1个气孔径分布峰，但在实施例之中，气孔率最低、导热系数最高。
除此之外的实施例在孔径为0.14μm以上且小于0.45μm的范围内和孔径为0.45μm以上且10μm以下的范围内分别具有1个气孔径分布峰，气孔率为70vol%以上，确认了本发明的更优选方式所带来的效果。
另外，图5表示对实施例2中制作的多孔质烧结体在大气中以1500℃进行24小时的热处理前后的气孔径分布的图。
如图5的气孔径分布的图所示那样，由于未观察到热处理前后的气孔径分布的变化，因此确认了本发明的多孔质烧结体即使暴露于1500℃的高温，其气孔径也不变化，耐热性优异。
（实施例12）
通过基于实施例1的方法，如下述表3的实施例12所示那样，通过适当调整造孔材料的直径和添加量来制作在孔径为0.14μm以上且10μm以下的范围内、进而在孔径超过10μm且为1000μm以下的范围内均具有气孔径分布峰的多孔质烧结体。
表3示出该多孔质烧结体的各种评价结果。为了比较，合并示出实施例1、5的评价结果。
需要说明的是，表3中的压缩强度如下评价：针对将各多孔质烧结体加工成一个边长为20mm的立方体的测定试样，利用基于JIS R 2615“隔热耐火砖的压缩强度的试验方法”的方法来进行评价。
另外，图6示出该多孔质烧结体的气孔径分布。
【表3】
由表3所示的评价结果可知，实施例12与实施例5相比，气孔率和导热系数为相同程度，但压缩强度高。认为这是由于，气孔率为相同程度时，具有孔径大的气孔时，基材骨架部变粗，因而强度增加。
因此，由实施例1和实施例12的比较可知，通过在孔径超过10μm且为1000μm以下的范围内进一步具有气孔径分布峰，可以不损害压缩强度地获得气孔率更高、低导热系数的多孔质烧结体。
需要说明的是，上述实施例中，仅针对MgAl2O4进行了说明，但如上所述，本发明中，即使是ZnAl2O4、FeAl2O4、NiAl2O4、MnAl2O4中的任一种尖晶石质烧结体，也能够获得同样的效果。它们除了依次使用基于ZnO＋Al2O3、Fe2O3＋Al2O3、NiO＋Al2O3、MnO＋Al2O3的组合的原料之外，可以与上述的MgAl2O4基本相同地制造。
（实施例13）
以相对于11mol水硬性氧化铝粉末（BK-112；住友化学株式会社制）为9mol的比例混合氧化镁粉末（MGO11PB；株式会社高纯度化学研究所制），向其中添加纯水，进而添加粘结剂，均匀地分散，从而制备浆料。将该浆料干燥、粉碎后，以5MPa的压力进行加压成型。
将所得成型体在干燥后以最高温度1550℃焙烧5小时，制作多孔质烧结体。
针对上述得到的多孔质烧结体，利用X射线衍射（X射线源：CuKα、电压：40kV、电流：0.3A、扫描速度：0.06°/s）鉴定晶体相时，观察到镁氧尖晶石相。
另外，图7示出该多孔质烧结体的气孔径分布。从图7所示的气孔径分布的图中确认到孔径0.37μm和孔径2.52μm各自的峰。
另外，20℃以上且1500℃以下的容积比热为0.64J/cm3・K以上且1.08J/cm3・K以下。
（实施例14）
以相对于11mol水硬性氧化铝粉末（BK-112；住友化学株式会社制）为9mol的比例混合氧化镁粉末（MGO11PB；株式会社高纯度化学研究所制），添加相对于水硬性氧化铝和氧化镁的总计重量为1.5倍重量的纯水，制备浆料，进行浇铸成型。
将所得成型体在干燥后以最高温度1550℃焙烧5小时，制作多孔质烧结体。
（实施例15、16）
除了适当变更实施例13中的加压压力、焙烧温度和焙烧时间之外，通过与实施例13相同的方法，制作具有下述表4的实施例15、16中分别示出的气孔构成的多孔质烧结体。
（比较例9、10）
市售的纤维板绝热材料（多铝红柱石质）。
（比较例11、12）
适当变更实施例13中的加压压力、焙烧温度和焙烧时间，另外，为了调整气孔而添加有机物颗粒，除此之外，通过与实施例13相同的方法，制作具有下述表4的比较例11、12中分别示出的气孔构成的多孔质烧结体。
针对上述实施例和比较例的各多孔质烧结体，基于JIS R 2616进行导热系数的测定。
图8示出实施例13、14和比较例9、10的导热系数的测定结果的图。
另外，下述表4总结示出各种评价结果。
【表4】
由图8所示的图可知，市售的纤维板（比较例9、10）可观察到辐射传热随着温度上升而增加，导热系数显著提高。
与此相对，实施例13、14的导热系数处于0.22~0.26W/m・K的范围内，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数小于在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.2倍，确认了即使在1000℃以上的高温区域中，导热系数的增加也被抑制。
另外，由表4所示的评价结果可知，实施例13~16的导热系数小于0.3W/m・K，另外，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数小于在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍，尤其是，大量存在孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔的实施例13、14、16在1000℃以上且1500℃以下的导热系数小于在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.2倍，可确认进一步抑制了导热系数随着温度的上升而增加。
另一方面，比较例11的气孔率低、绝热性差，另外，是容易因操作而产生缺口的脆弱的产物。另外，比较例12中孔径大的气孔的比例大，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍，高温绝热性明显差。

Claims (10)

1.绝热材料，其特征在于，其由多孔质烧结体形成，所述多孔质烧结体是由MgAl2O4制成的气孔率为73%以上的多孔质烧结体，
孔径为0.8μm以上且小于10μm的气孔占总气孔容积中的60vol%以上且小于80vol%，并且，孔径为0.01μm以上且小于0.8μm的气孔占总气孔容积中的10vol%以上且小于30vol%，
在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.5倍。
2.根据权利要求1所述的绝热材料，其特征在于，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数为0.3W/m・K以下。
3.根据权利要求1所述的绝热材料，其特征在于，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数为0.26W/m・K以下。
4.根据权利要求2所述的绝热材料，其特征在于，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.2倍。
5.根据权利要求3所述的绝热材料，其特征在于，在1000℃以上且1500℃以下的导热系数不超过在20℃以上且1000℃以下的导热系数的1.2倍。
6.根据权利要求1所述的绝热材料，其特征在于，容积比热为1.2J/cm3・K以下。
7.根据权利要求2所述的绝热材料，其特征在于，容积比热为1.2J/cm3・K以下。
8.根据权利要求3所述的绝热材料，其特征在于，容积比热为1.2J/cm3・K以下。
9.根据权利要求4所述的绝热材料，其特征在于，容积比热为1.2J/cm3・K以下。
10.根据权利要求5所述的绝热材料，其特征在于，容积比热为1.2J/cm3・K以下。
CN201510198912.9A 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料 Active CN104844249B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-232881 2012-10-22
JP2012232881A JP5752101B2 (ja) 2012-02-29 2012-10-22 多孔質セラミックス
JP2013127213A JP5735046B2 (ja) 2013-06-18 2013-06-18 断熱材
JP2013-127213 2013-06-18
CN201310374690.2A CN103771851B (zh) 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201310374690.2A Division CN103771851B (zh) 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104844249A true CN104844249A (zh) 2015-08-19
CN104844249B CN104844249B (zh) 2017-08-18

Family

ID=50485530

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510198912.9A Active CN104844249B (zh) 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料
CN201310374690.2A Active CN103771851B (zh) 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201310374690.2A Active CN103771851B (zh) 2012-10-22 2013-08-26 绝热材料

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9139448B2 (zh)
JP (1) JP5735046B2 (zh)
KR (1) KR101506083B1 (zh)
CN (2) CN104844249B (zh)
DE (1) DE102013216912B4 (zh)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9938195B2 (en) * 2014-06-24 2018-04-10 Coorstek Kk Heat insulating material containing a porous sintered body formed of MgAl2O4
JP6319769B2 (ja) * 2014-06-24 2018-05-09 クアーズテック株式会社 断熱材
JP6319909B2 (ja) * 2014-11-07 2018-05-09 クアーズテック株式会社 断熱材
US9784403B2 (en) * 2014-07-02 2017-10-10 Coorstek Kk Heat insulator
NL1041588B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-30 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a ceramic base-layer and a paint-based protective layer or a paste-based protective layer.
NL1041590B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-26 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a polymer base-layer and paint-based protective layer or a paste-based protective layer.
NL1041592B9 (en) * 2015-11-23 2017-10-16 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a metal base-layer and a paint-based protective layer or a paste-based protective layer
NL1041589B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-26 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a metal base layer and a paint-based protective layer or a paste-based protective layer.
NL1041587B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-30 Beele Eng Bv A layer of mineral wool provided with a sprayed-on protective layer.
NL1041591B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-30 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a base-layer comprising glass fibers and a paint-based protective layer or a paste-based protective layer.
NL1041586B1 (en) * 2015-11-23 2017-06-30 Beele Eng Bv A multi-layered structure of at least a base-layer comprising glass fibers and a paint-based protective layer or a paste-based protective layer.
JP6456857B2 (ja) 2016-01-29 2019-01-23 クアーズテック株式会社 不定形耐火物用粒子
JP6545641B2 (ja) * 2016-02-22 2019-07-17 クアーズテック株式会社 反射材
DE102017107904A1 (de) 2017-04-12 2018-10-18 Rheinische Vermiculite GmbH Schutzbehälter zur Aufnahme entzündungsempfindlicher Gegenstände
JP7332316B2 (ja) * 2019-03-28 2023-08-23 タテホ化学工業株式会社 化学蓄熱用造粒体の製造方法
CN113480295A (zh) * 2021-08-04 2021-10-08 中钢集团洛阳耐火材料研究院有限公司 一种镍基高温合金用陶瓷坩埚及制备方法
CN114031417A (zh) * 2021-11-10 2022-02-11 广州世陶新材料有限公司 一种多孔硅酸锆粉体及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011001204A (ja) * 2009-06-16 2011-01-06 Jfe Steel Corp 高性能断熱材およびその製造方法
JP2012229139A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Covalent Materials Corp 多孔体セラミックスとその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3755204A (en) * 1970-10-22 1973-08-28 Grace W R & Co Porous ceramic-exhaust oxidation catalyst
US3791992A (en) * 1972-10-06 1974-02-12 Grace W R & Co Preparation of a magnesium spinel catalyst base
US4239656A (en) 1978-04-04 1980-12-16 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Catalyst for purifying exhaust gases and carrier for the catalyst
JPS54131587A (en) * 1978-04-04 1979-10-12 Toyoda Chuo Kenkyusho Kk Carrier and its manufacture
JPS569273A (en) * 1979-06-28 1981-01-30 Paburouitsuchi Kariin Bikutoru Manufacture of high refractory ceramic product
JPS56114853A (en) * 1980-02-12 1981-09-09 Mitsui Mining & Smelting Co Manufacture of clayey porous light chamotte
JPS63260875A (ja) * 1987-04-16 1988-10-27 昭和電工株式会社 炭素質断熱材
DE10013378A1 (de) * 2000-03-17 2001-10-04 Dornier Gmbh Poröse Keramik
EP1247941A1 (de) * 2001-04-03 2002-10-09 Siemens Aktiengesellschaft Gasturbinenschaufel
JP4426524B2 (ja) 2003-03-10 2010-03-03 日本碍子株式会社 無機質多孔体及びその製造方法
JP4737594B2 (ja) 2004-02-18 2011-08-03 日立金属株式会社 セラミックハニカムフィルタ
CN100540507C (zh) * 2006-03-31 2009-09-16 揖斐电株式会社 蜂窝结构体及其制造方法
JP4847400B2 (ja) 2006-06-07 2011-12-28 新日本製鐵株式会社 断熱材の製造方法、アルミナ−スピネル質耐火断熱材、窯炉容器、断熱材の施工方法、及び断熱材のリサイクル方法
JP4830911B2 (ja) * 2007-03-02 2011-12-07 住友電気工業株式会社 スピネル焼結体、その製造方法、透明基板と液晶プロジェクター
CN102603349A (zh) * 2012-03-26 2012-07-25 武汉科技大学 一种纳米孔超级绝热材料及其制备方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011001204A (ja) * 2009-06-16 2011-01-06 Jfe Steel Corp 高性能断熱材およびその製造方法
JP2012229139A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Covalent Materials Corp 多孔体セラミックスとその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104844249B (zh) 2017-08-18
JP2015000838A (ja) 2015-01-05
CN103771851A (zh) 2014-05-07
KR20140051051A (ko) 2014-04-30
DE102013216912A1 (de) 2014-05-15
DE102013216912B4 (de) 2017-03-23
KR101506083B1 (ko) 2015-03-25
US20140112861A1 (en) 2014-04-24
JP5735046B2 (ja) 2015-06-17
CN103771851B (zh) 2015-08-26
US9139448B2 (en) 2015-09-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103771851B (zh) 绝热材料
Kim et al. Effect of additives on the sintering of MgAl2O4
CN110272278A (zh) 热障涂层用高熵陶瓷粉体及其制备方法
Bavand-Vandchali et al. The influence of in situ spinel formation on microstructure and phase evolution of MgO–C refractories
Lahiri et al. Rationalizing the role of magnesia and titania on sintering of α-alumina
CN104870398A (zh) 镁碳砖
Sujith et al. Porous to dense LaPO4 sintered ceramics for advanced refractories
Emmel et al. In situ spinel formation in Al2O3–MgO–C filter materials for steel melt filtration
CN104903271A (zh) 镁碳砖
CN103459351A (zh) 基于碳化硼的材料和其制造工艺
CN115594497B (zh) 一种具有尖晶石结构的高熵陶瓷及其制备方法和应用
Csáki et al. Preparation of Ti3SiC2 MAX phase from Ti, TiC, and SiC by SPS
JP2021116202A (ja) 六方晶窒化ホウ素粉末、及び焼結体原料組成物
Khanra et al. Sintering behaviour of ultra-fine titanium diboride powder prepared by self-propagating high-temperature synthesis (SHS) technique
Pratapa et al. Infiltration-processed, functionally graded aluminium titanate/zirconia–alumina compositePart I Microstructural characterization and physical properties
Li et al. Sintering behavior, microstructure and mechanical properties of vacuum sintered SiC/spinel nanocomposite
CN105315005A (zh) 绝热材料
Nath et al. Effect of mechanical activation on cordierite synthesis through solid-state sintering method
TW202028154A (zh) 富鋁紅柱石質燒結體及其製造方法
US20050112389A1 (en) High temperature nanocomposite and method of making
Luo et al. Enhancement of the densification and thermal properties of Ca2Mg2Al28O46 ceramic by MnO addition
JP5909804B1 (ja) 放熱性の少ないＳｉ３Ｎ４系セラミックス、およびそれを用いた刃先交換式切削チップ、エンドミルまたは耐摩耗工具
Tan et al. Effect of TiO2 on sinterability and physical properties of pressureless sintered Ti3AlC2 ceramics
Rousselle et al. Phase evolution and sinterability of lanthanum phosphate–Towards a below 600° C Spark Plasma Sintering
Stergioudi et al. Production and structural characterization of tailored made open-cell alumina–vanadia foams

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
EXSB Decision made by sipo to initiate substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan

Applicant after: COORSTEK, Inc.

Address before: Japan Osaki Tokyo Shinagawa, a chome 6 times 3

Applicant before: Covalent Materials Corp.

COR Change of bibliographic data
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Kuo Si Tai LLC

Country or region after: Japan

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: COORSTEK, Inc.

Country or region before: Japan

CP03 Change of name, title or address