CN105473533B - 低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷 - Google Patents

低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷 Download PDF

Info

Publication number
CN105473533B
CN105473533B CN201480045542.9A CN201480045542A CN105473533B CN 105473533 B CN105473533 B CN 105473533B CN 201480045542 A CN201480045542 A CN 201480045542A CN 105473533 B CN105473533 B CN 105473533B
Authority
CN
China
Prior art keywords
phase
value
honeycomb structure
tin
pseudobrookite
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.)
Active
Application number
CN201480045542.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105473533A (zh
Inventor
G·A·默克尔
B·R·惠顿
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.)
Corning Inc
Original Assignee
Corning Inc
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 Corning Inc filed Critical Corning Inc
Publication of CN105473533A publication Critical patent/CN105473533A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105473533B publication Critical patent/CN105473533B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C04B35/46—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 titanium oxides or titanates
    • C04B35/462—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 titanium oxides or titanates based on titanates
    • C04B35/478—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 titanium oxides or titanates based on titanates based on aluminium titanates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
    • B01J23/00—Catalysts comprising metals or metal oxides or hydroxides, not provided for in group B01J21/00
    • B01J23/14—Catalysts comprising metals or metal oxides or hydroxides, not provided for in group B01J21/00 of germanium, tin or lead
    • 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
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • 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
    • C04B38/0006—Honeycomb structures
    • 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
    • C04B2111/00474—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00
    • C04B2111/00793—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00 as filters or diaphragms
    • 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
    • C04B2111/00474—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00
    • C04B2111/0081—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00 as catalysts or catalyst carriers
    • 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
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3206—Magnesium oxides 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
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3213—Strontium oxides 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
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • 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
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3232—Titanium oxides or titanates, e.g. rutile or anatase
    • 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
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, 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
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3248—Zirconates or hafnates, e.g. zircon
    • 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
    • C04B2235/3293—Tin oxides, stannates or oxide forming salts thereof, e.g. indium tin oxide [ITO]
    • 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
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3427—Silicates other than clay, e.g. water glass
    • C04B2235/3436—Alkaline earth metal silicates, e.g. barium silicate
    • 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
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
    • 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
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • 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
    • C04B2235/761—Unit-cell parameters, e.g. lattice constants
    • 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
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P40/00—Technologies relating to the processing of minerals
    • Y02P40/60—Production of ceramic materials or ceramic elements, e.g. substitution of clay or shale by alternative raw materials, e.g. ashes

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Catalysts (AREA)
  • Porous Artificial Stone Or Porous Ceramic Products (AREA)

Abstract

本文公开了一种陶瓷体，该陶瓷体包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相。本文还公开了多孔陶瓷蜂窝结构，该结构包括一个包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体；以及包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体的制备方法。

Description

低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷
本申请根据35U.S.C.§120，要求2013年6月18日提交的美国申请系列号第13/920,493号的优先权，本文以该申请为基础并将其全文通过引用结合于此。
发明描述
技术领域
本公开涉及一种陶瓷体，该陶瓷体包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相。本文还公开了多孔陶瓷蜂窝结构，该结构包括一个包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。本文进一步公开了陶瓷体的制备方法，该方法包括以下步骤：提供批料组合物，该组合物含有至少一种锆源、至少一种锡源、至少一种钛源、至少一种铝源、至少一种镁源；对所述批料组合物进行烧制，该烧制条件适于形成包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。
背景
内燃机废气的后处理可能需要使用大表面积基材所承载的过滤器和催化剂。在柴油机和某些直喷式汽油机的情况下，可使用用于去除碳烟炱粒子的催化过滤器。这些应用中过滤器和催化剂载体应当耐火、耐热冲击、在一系列的pO2条件下稳定，与催化剂体系无反应性，并且应当对废气流具有最小的阻力。多孔陶瓷流通型蜂窝基材和壁流式蜂窝过滤器可用于诸如此类的应用中。
发明概述
本公开的一个示例性实施方式提供一种陶瓷体，该陶瓷体包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相。
本公开的一个示例性实施方式还提供一种多孔陶瓷蜂窝结构，该结构包括一个包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。
本公开的一个示例性实施方式进一步提供了一种陶瓷体的制备方法，所述方法包括以下步骤：提供批料组合物，该组合物含有至少一种锆源、至少一种锡源、至少一种钛源、至少一种铝源、和至少一种镁源；对所述批料组合物进行烧制，该烧制条件适于形成包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。
前面的总体概述和下面的详细描述都仅仅是示例性的，不对本公开构成限制。除说明书所列之外，可提供其他特征和变化形式。例如，本公开描述了在详细描述部分所公开的特征的各种组合和亚组合。此外，应当指出，在公开了步骤的情况下，所述步骤不必按所述顺序执行，除非有明确说明。
附图简要说明
图1是ZrO2、SnO2和TiO2组分的以摩尔百分数计的三元组成图，其中区域A-B-C-D-E-F-A包含本文公开的陶瓷体的某些实施方式中与Al2TiO5基铁板钛矿相共存的钛酸锆锡相的组合物。
图2是ZrO2、SnO2和TiO2组分的以摩尔百分数计的三元组成图，其表示了1500-1600℃范围内钛酸锆锡基相的固溶体(ss)-(Zr,Ti,Sn)2O4(ss)的大致范围。二氧化锆相-ZrO2(ss)、二氧化锡和二氧化钛(金红石)相-SnO2(ss)和(Sn,Ti)O2(ss)的固溶度范围仅是示意性的，并非测定的。还示出了表示单相钛酸锆锡化合物(实心圆)的具体组成以及主要产出具有最小量二氧化锆固溶体-ZrO2(ss)或二氧化锡固溶体-SnO2(ss)(实心方块)的单相钛酸锆锡化合物的组合物的标记。从室温至1000℃的各个钛酸锆锡化合物的平均线性晶格热膨胀系数(CTE)由高温X射线衍射测出，在组成标记旁示出。钛酸锆锡相区内的虚线表示数值由箭头标记的CTE恒定的组合物。
图3是所测四点法断裂模量(MOR)与所计算的“S”参数之比的曲线图，其中区分为：铁板钛矿和钛酸锆锡陶瓷，金红石不高于2％，刚玉不高于15％(实心圆)；铁板钛矿和钛酸锆锡陶瓷，金红石高于2％(划有竖线的圆)；铁板钛矿和钛酸锆锡陶瓷，刚玉高于15％(划有横线的圆)；铁板钛矿和钛酸锆锡陶瓷，金红石高于2％，刚玉高于15％(划有斜线的圆)；铁板钛矿和不含锡的钛酸锆陶瓷(空心方块)；不含镁和钛酸锆相的Al2TiO5基陶瓷(划有横线的三角形)；以及包含93.4摩尔％Al2TiO5的和6.6摩尔％的MgTi2O5且不含钛酸锆相的铁板钛矿陶瓷(空心三角形)。线表示MOR/S＝0.85、1.00和1.15的值。
图4是实施例16的抛光横截面的扫面电子显微照片，其显示了均匀分布的钛酸锆锡相(白)、含镁的Al2TiO5基铁板钛矿相(灰)和良好的互连孔隙(黑)。
图5是ZrO2、SnO2和TiO2组分的以摩尔百分数计的三元组成图，其显示了1400℃(空心圆)和1500℃(实心圆)时的与Al2TiO5基铁板钛矿相和刚玉相共存的钛酸锆锡相的组成。线I-J、K-L和M-N分别表示在1400℃、1500℃和1600℃下能够与Al2TiO5基铁板钛矿相稳定平衡地共存的示例性钛酸锆锡相中钛的大致最低含量。
图6是发明性实施例17中加热(圆)和冷却(方块)过程中相对于温度的杨氏弹性模量的曲线图，其显示了测得的加热前室温下的弹性模量(ERT)，测得的冷却过程中约1100℃时的弹性模量(Ec,1100)，以及在试样没有微裂的情况下估算的室温下的弹性模量值(三角形，E°RT)。
图7是对比性实施例12中加热(圆)和冷却(方块)过程中相对于温度的杨氏弹性模量的曲线图，其显示了测得的加热前室温下的弹性模量(ERT)，测得的冷却过程中约1100℃时的弹性模量(Ec,1100)，以及在试样没有微裂的情况下估算的室温下的弹性模量值(三角形，E°RT)。
图8是对比性实施例10中加热(圆)和冷却(方块)过程中相对于温度的杨氏弹性模量的曲线图，其显示了测得的加热前室温下的弹性模量(ERT)，测得的冷却过程中约1100℃时的弹性模量(Ec,1100)，以及在试样没有微裂的情况下估算的室温下的弹性模量值(三角形，E°RT)。
对示例性实施方式的描述
自1970年代引入基材和1980年代引入过滤器以来，一直在降低基材和过滤器的壁厚上存在持续增长的趋势，以减少压降。进一步，还存在对更高孔隙率基材的需求，以降低热质量，从而在引擎冷启动过程中促进催化剂的更早期活化；也要求过滤器具有更高的孔隙率，从而进一步减少压降并适应过滤器壁内更大量的催化剂。更薄壁和更高孔隙率均可降低蜂窝材料的结构强度；因此要求构成壁的骨架陶瓷材料的固有弯曲强度尽可能地高。
另外，在柴油机微粒过滤器(diesel particulate filters,DPFs)的情况下，可能需要高体积热容，以便使积聚烟炱的周期性原位燃烧过程中-即已知为“再生”的过程中可达到的温度降至最低。因更高孔隙率和更薄壁降低DPF的质量，构成陶瓷的固体材料应当具有高单位体积热容。为满足这一需要，引入了钛酸铝基DPF。
某些性能得到提高的可得的新型催化剂被发现会与既存的陶瓷过滤器和基材发生不必要的化学相互作用。例如，钾基氮氧化物(NOx)吸附剂在应用于含硅酸盐陶瓷-例如堇青石或钛酸铝+长石上时会迅速失活。另外，发现即便是多种堇青石和钛酸铝+长石陶瓷中可能作为杂质而含有的少量的钠也会使含铜的菱沸石催化剂的活性降低。
进一步，某些催化剂还可能对陶瓷载体产生有害作用。例如，已发现铜可从菱沸石催化剂上扩散或浸出，促进钛酸铝分解为刚玉和金红石，并伴有钛酸铝+长石过滤器的耐热冲击性的后续损失。正在开发由堇青石+多铝红柱石+钛酸铝构成的陶瓷，以提供在铜存在的情况下更为耐久的过滤器；然而，相对于前述钛酸铝+长石过滤器，这些材料可能具有更低的体积热容、更低的熔点，并且/或需要使用昂贵的稀土氧化物附加物作为烧结助剂。更进一步，这种陶瓷可能含有玻璃晶粒-边界相，而且认为晶粒-边界硅酸盐相的减少或去除可能有助于降低不必要的阳离子从陶瓷向催化剂或从催化剂向陶瓷的扩散速率。
为了应对当前在降低的壁厚、更高的孔隙率、DPF应用中更高的热质量以及减少的与新催化剂体系间的化学相互作用方面的趋势，本文公开的是新型的基于钛酸铝+钛酸锆锡的陶瓷材料，该材料在至少某些实施方式中可呈现优越的强度、更高的体积热容、不存在晶粒-边界硅酸盐相，并且/或者不需要使用昂贵的烧结助剂。
在本公开的至少某些实施方式中，钛酸锆锡相中存在的锡在给定的孔隙率和孔径下，能够在低热膨胀系数(coefficient of thermal expansion,CTE)下有助于向陶瓷体提供得到提高的强度。特别地，本公开的陶瓷体还含有钛酸铝铁板钛矿相，所述陶瓷体中钛酸锆锡相中存在的锡在给定的％孔隙率、中值孔径和CTE的情况下，可赋予比含有钛酸铝铁板钛矿相和不含锡的钛酸锆相的陶瓷更高的弯曲强度。无意受理论限制，据信这是由相对于不含锡的钛酸锆，钛酸锆锡更低的CTE导致的，从而本公开的陶瓷体需要更少的微裂以得到给定的低CTE。
进一步，本公开的陶瓷体可不必使用烧结添加剂来获得期望的特性。例如，至少在某些实施方式中，本公开的陶瓷体可不必使用烧结添加剂而在约1400-1500℃的温度范围内进行烧结，藉此使其变得非常难熔。特别地，在本公开的某些实施方式中，可不必使用在许多其他钛酸铝基陶瓷中使用的昂贵的稀土氧化物烧结添加剂。
在某些实施方式中，本文所公开的陶瓷体不含有晶粒-边界硅酸盐相。晶粒-边界硅酸盐相的缺失可使陶瓷体能够用于存在诸如钾等碱的应用中，例如，可用于来自生物柴油燃料的燃烧产生的废气沉积的灰分，或作为NOx-吸附催化体系。晶粒-边界硅酸盐相的缺失还可抑制陶瓷体和任何使用的催化剂之间的其他化学元素的交换，从而延长陶瓷体和催化剂的使用寿命。
在本文所公开的某些实施方式中，所述包含铁板钛矿型结晶结构的至少一个相含有MgTi2O5。本文公开的实施方式中，所述包含铁板钛矿型结晶结构的至少一个相主要是Al2TiO5和至少数摩尔百分比的MgTi2O5，该实施方式在铜存在的情况下可呈现卓越的高温稳定性，使得这种陶瓷体可用于一些应用，所述应用中的含铜化合物，例如含铜菱沸石，在陶瓷体上用作催化剂。这种实施方式相较于不含镁的钛酸铝基陶瓷，可能具有更好的铜耐久性。
钛酸锆基化合物(4.30J cm-3K-1,800K)具有比钛酸铝(3.97J cm-3K-1,800K)、多铝红柱石(3.67J cm-3K-1,800K)、长石(2.99J cm-3K-1,800K)以及堇青石(2.78J cm-3K-1,800K)更高的体积热容。因此，本文公开的陶瓷体包括至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相，其中铁板钛矿相是富铝的，还包括至少一个含有钛酸锆锡的相，期望所述陶瓷体相较于含有一个具有多铝红柱石、长石和堇青石中至少一种的第二相的钛酸铝基陶瓷，具有更高的体积热容。更高的体积热容可有助于作为柴油机微粒过滤器应用，例如，其中过滤器更大的热质量降低过滤器在剧烈的再生过程中(积聚碳烟炱的燃烧)所经受的温度。
本文公开了包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。本文公开的某些实施方式中，所述至少一个含有钛酸锆锡的相具有基于ZrTiO4化合物且与之同构型的结晶结构，该ZrTiO4化合物的结构则以α-PbO2为基础。本文还公开了多孔陶瓷蜂窝结构，例如，诸如柴油机微粒过滤器的废气微粒过滤器，所述多孔陶瓷蜂窝结构包括一个包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。示例性多孔陶瓷蜂窝结构可包括壁流型、部分壁流型以及流通型蜂窝结构。在其他一些示例性实施方式中，陶瓷体可以是无孔的。
本文进一步公开了陶瓷体的制备方法，所述方法包括以下步骤：提供批料组合物，该组合物含有至少一种锆源、至少一种锡源、至少一种钛源、至少一种铝源、以及至少一种镁源；对所述批料组合物进行烧制，烧制条件适于形成包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体。在某些实施方式中，所述批料组合物可在不低于约1400℃的温度下进行烧制，例如至少约1500℃。在某些实施方式中，所述批料组合物可进一步含有至少一种造孔剂。所述造孔剂(成孔剂，pore formers)可包括诸如石墨、淀粉、贝壳、合成有机粒子或甚至其组合。所述淀粉可包括诸如西谷椰纤维淀粉、绿豆淀粉、美人蕉淀粉、玉米淀粉、水稻淀粉、豌豆淀粉或马铃薯淀粉。根据陶瓷蜂窝体的应用对造孔剂的中值粒径进行选择，优选为1-60微米，更优选5-40微米。
铁板钛矿型结晶结构描述了具有与铁板钛矿(Fe2TiO5)、镁板钛矿(karooite,MgTi2O5)和铝板钛矿(tialite,Al2TiO5)中至少一种矿物质相同且不受组成限制的结晶结构的相。所述含有铁板钛矿型结晶结构的相的组成在某些实施方式中可用通式(M2+)w(M3+)x(M4+)y(M5+)zO5表示，其中M2+是诸如镁、钴、镍和铜的元素的二价阳离子；M3+是诸如铝、铁、镓、钪和钛的元素的三价阳离子；M4+是诸如钛、锆、锡、硅和锗的元素的四价阳离子；M5+是诸如铌和钽的元素的五价阳离子；(w+x+y+z)＝3；2w+3x+4y+5z＝10。应当理解此处所用的w,x,y和z的例子均以摩尔数量表示。
在某些实施方式中，铁板钛矿型相的组成为(Mg)w1(Al)x1(Fe)x2(Ti)y1(Zr)y2(Sn)y3O5，其中2(w1)+3(x1+x2)+4(y1+y2+y3)＝10，0.0≤w1≤0.50，0.95≤x1≤2.01，0.0≤x2≤0.05，0.70<y1≤1.5，0.0<y2≤0.10以及0.0<y3≤0.20。在某些实施方式中，0.0≤w1≤0.15，1.70≤x1≤2.01，0.0≤x2≤0.01，0.83<y1≤1.09，0.01<y2≤0.05以及0.05<y3≤0.12。在本文公开的一些其他实施方式中，w1的值至少约为0.03，是因为已证实镁有助于降低富Al2TiO5铁板钛矿相在低于约1280℃时的分解速率，比如某些催化体系中在可能具有的铜离子存在的情况下，所述催化体系可例举在本文公开的陶瓷体用作内燃机废气的后处理中的基材或微粒过滤器时的包括含铜菱沸石催化剂的催化体系。在某些其他实施方式中，x2<0.001。应当理解此处所用的w1，x1，y1，y2和y3的例子均以摩尔数量表示。
钛酸锆锡具有可被描述为基于化合物ZrTiO4且与之同构型的结晶结构。在某些实施方式中，ZrO2-TiO2体系中的ZrTiO4可经过至少一次与较低温度下晶格中阳离子有序化(cation ordering)相关的相变；本文公开的钛酸锆锡相不受阳离子有序化程度的限制。然而在某些实施方式中，钛酸锆锡相的结晶结构可能与ZrTiO4的高温、阳离子无序构型类似。
在某些实施方式中，所述含有钛酸锆锡的至少一个相的组成可用通式(M’3+)p1(Zr)q1(Ti)q2(Sn)q3(Hf)q4(M”5+)rO4-s表示，其中M’3+是诸如铝、镓和铁元素的三价阳离子；M”5+是诸如钽和铌元素的五价阳离子；(p1+q1+q2+q3+q4+r)＝2；q3≥0.05；以及0≤s≤0.05。
在某些其他实施方式中，钛酸锆锡相的组成为(Al)p1(Zr)q1(Ti)q2(Sn)q3O4-0.5(p1)，其中(p1+q1+q2+q3)＝2；0<p1≤0.08；以及q3≥0.05。应当理解此处所用的p1，q1，q2、q3、q4、r和s的例子均以摩尔数量表示。本文公开的其他实施方式中，q2的值不高于约1.00，例如约0.90、约0.80、约0.70和约0.60。本文公开的某些其他实施方式中，q3的值可为至少约0.10，例如至少约0.20、至少约0.30、至少约0.40、至少约0.50和至少约0.60。其他实施方式中，q1/(q1+q2+q3)的值为约0.36～约0.60，q2/(q1+q2+q3)的值为约0.23～约0.50，q3/(q1+q2+q3)的值为约0.05～约0.33。由这些界限所限定的组成区域，例如在图1中表示为多边形A-B-C-D-E-F-A，其中ZrO2，SnO2和TiO2的比例以摩尔百分数的形式给出。在至少某些实施方式中，钛酸锆锡相含有至少约5摩尔％的SnO2。
本文公开的陶瓷体，可在某些实施方式中具有大于约45％的孔隙率，例如大于约50％、大于约60％、大于约65％，或在约50％～约65％的范围内变动。在本文公开的某些实施方式中，陶瓷体的中值孔径范围为约11μm～约15μm。在本文公开的其他实施方式中，陶瓷体具有窄的孔径分布，(d90-d10)/d50，(d90-d50)/d50，(d50-d10)/d50的值均低于约0.30。在本文公开的其他示例性实施方式中，陶瓷体的CTERT-1000℃值范围可为约-15x10-7℃-1～约+30x10-7℃-1，使得本文公开的陶瓷体可用作汽油或柴油引擎废气的后处理中所用的壁流型和部分壁流型微粒过滤器。在某些实施方式中，原料的粒度和有机造孔剂的数量及粒度可被调整，以制造用作诸如流通型催化转化器基材的流通型基材的多孔陶瓷体。
本文公开的某些实施方式可包括需要高耐热冲击性的应用。对于这种实施方式，本文公开的陶瓷体可具有低CTE和高MOR/[(E)(CTE500-1000℃)]，其中MOR和E(杨氏弹性模量)均在室温下测得。弹性模量可通过声波共振法测得。MOR/[(E)(CTE500-1000℃)]的值与陶瓷体的耐热冲击性成正比。特别地，在陶瓷体的外表面温度为500℃时，可通过MOR/[(E)(CTE500-1000℃)]的值对陶瓷体在破裂前可承受的较热的内表面和较冷的外表面之间的温度差ΔT进行估算。因此，高比例的MOR/E和低的CTE500-1000℃值可提供高耐热冲击性。对某些实施方式而言，本文公开的陶瓷体的CTE500-1000℃的值通常可与CTERT-1000℃的值成正比。因此，低的CTERT-1000℃值也可实现高的耐热冲击性。所以，在本文公开的某些实施方式中，CTERT-1000℃的值低于约30x10-7℃-1、低于约25x10-7℃-1、低于约20x10-7℃-1、低于约15x10-7℃-1，或甚至低于约10x10-7℃-1。在某些实施方式中，MOR/[(E)(CTE500-1000℃)]的值为至少约250℃、至少约300℃、至少约400℃、至少约500℃、至少约600℃、至少约800℃，甚至为至少约1000℃。MOR/[(E)(CTE500-1000℃)]的值等于400℃，例如，表明当陶瓷体的外表面为500℃时，在由热诱发的应力导致破裂之前，陶瓷体的内表面可被加热至900℃(500℃+ΔT＝500℃+400℃)。
钛酸锆锡相中存在的锡，在某些示例性实施方式中可与少量的钛结合，已发现其在给定的CTE、％孔隙率和中值孔径下可有助于提高MOR的值。在某些孔隙率高(例如大于约50％)、d50的值高(例如大于约12μm)、CTE低(例如低于约25x10-7℃-1)的实施方式中，这种现象可能是重要的，原因在于低CTE可与高度的微裂相关，并且高孔隙率、大孔径和高度微裂均易于降低强度。特别地，在本文公开的某些实施方式中，陶瓷的四点弯曲强度和MOR的以磅/英寸2(psi)为单位的值大于“S”值，“S”由等式1(EQ.1)定义：
EQ.1:S＝2140–18.1(％孔隙率)–57.2(d50)+6.1(CTERT-1000℃)
其中d50是陶瓷体以微米为单位的中值孔径，％孔隙率是孔隙率的体积百分数，均由压汞法测得，CTERT-1000℃是以10-7℃-1为单位的室温(约22℃)～1000℃之间的平均热膨胀系数，由膨胀测定法测得。在某些实施方式中，测得的弯曲强度与计算的“S”值的比(MOR/S)为至少约1.05、至少约1.10、至少约1.15、至少约1.20，甚至为至少约1.25。高的MOR/S值表明陶瓷体在给定的％孔隙率、中值孔径和热膨胀系数下理想地具有特别高的强度。
本文公开的某些包含至少一个含有钛酸锆锡的相的实施方式，在给定的微裂程度下相对于钛酸锆相中不含锡的实施方式具有较低的CTE。类似地，本文公开的某些实施方式可不需要与钛酸锆相中不含锡的实施方式同样多的微裂来提供类似的CTE。
微裂可能是在冷却过程中结晶之间具有不同CTE或结晶沿不同结晶方向呈现各向异性的CTE，而由陶瓷体中相邻结晶之间产生的拉伸应力所导致的。尽管两个具有大致相同的％孔隙率、中值孔径和CTE的陶瓷体会具有大致相同的“S”计算值，但是已发现本文公开的包含钛酸锆锡相的实施方式具有更少的微裂和更高的MOR以及更高的MOR/S比。因此，本发明公开的实施方式在给定的CTE下可具有比钛酸锆相中不含锡的实施方式更高的强度。另外，本发明公开的实施方式在微裂水平与钛酸锆相中不含锡的实施方式相同的情况下可具有更低的CTE，导致在给定的强度下具有更强的耐热冲击性。
在加热陶瓷体的过程中，原本在陶瓷体烧制后的冷却过程中形成的微裂可逐渐再闭合(re-close)。在高于约800℃时所述再闭合过程可变得更为快速。在约1200℃时，大部分微裂都通过闭合与退火被消除，导致了陶瓷体的硬化和弹性模量的增加。在始于约1200℃的冷却初始阶段中，因陶瓷体的晶粒间应力过低而无法产生微裂，所以维持了高弹性模量。然而在低于约1000℃时，晶粒之间的应力增加至可产生微裂的程度，弹性模量会随着进一步的冷却而降低。
如果在冷却曲线的初始阶段的弹性模量值上作出切线，例如在约1100℃时，则由该切线至室温的外推可得该陶瓷体在室温时的假定非微裂状态下的弹性模量值(E°RT)。例如参见图6。从而该切线的斜率表示非微裂状态陶瓷体随温度变化而产生的弹性模量变化，ΔE°/ΔT。该斜率呈现负值，原因在于冷却过程中结晶晶粒中原子键的强化使结晶的弹性模量得到增加。E°RT的值与切线的斜率也能可受％孔隙率的影响。然而，斜率与E°RT值之比是恒定的。
假定非微裂状态的陶瓷体的室温弹性模量E°RT与实际微裂状态的陶瓷体的室温弹性模量ERT之比与陶瓷体中的微裂数量成正比，原因在于更多的微裂会产生比E°RT值更低的ERT值。
在本文公开的某些MOR大于S值的实施方式中，陶瓷体可含有一种微观结构，其中原料经过了完整的或接近完整的反应以形成所需的铁板钛矿和钛酸锆锡相。这是因为完整的反应可能与高度的烧结相关，其中构成陶瓷体的独立的结晶之间结合良好，即大部分的结晶表面与相邻的结晶表面结合，从而在给定的陶瓷体孔隙率百分数下使固相的连通性和连续性最大化。因此，在某些实施方式中，陶瓷体应当被加热至足够高的温度并于该温度下保持足够长的时间，从而在烧制后陶瓷体含有最少量的金红石(结晶TiO2相)和最少量的刚玉。
已发现本文公开的某些实施方式中存在的刚玉可能是由铁板钛矿相和钛酸锆锡相在烧制过程中的反应导致的。已经发现，对于钛酸锆锡相而言，若要在烧制过程中与Al2TiO5基铁板钛矿相保持平衡(即，共存)，则钛酸锆锡相应当含有一定的最小量的钛。若该钛酸锆锡相不含有所述最小量的钛，则其可与富Al2TiO5铁板钛矿相反应以将钛从富Al2TiO5铁板钛矿相导入钛酸锆锡相的结晶结构中，从而还形成作为反应产物之一的游离刚玉(氧化铝)相。
为避免该反应，根据本文公开的某些实施方式，发现钛酸锆锡相中钛的数量在材料于约1500℃下进行烧制时，应当至少为约28-32阳离子％，在某些实施方式中，当材料在约1400℃下烧制时应当至少为约35-38阳离子％。这相当于材料在约1500℃下烧制时钛酸锆锡相中TiO2组分为约28-32％，或材料在约1400℃下烧制时钛酸锆锡相中TiO2组分至少为约35-38％。任何试图形成包含富Al2TiO5铁板钛矿相和钛的含量少于最低所需量的钛酸锆锡相的陶瓷的尝试反而可导致形成包含富Al2TiO5铁板钛矿相、刚玉相和钛酸锆锡相的陶瓷，所述钛酸锆锡相中的钛含量与在烧制温度下达成和富Al2TiO5铁板钛矿相的平衡所需的最小量相等。
例如，在某些实施方式中，陶瓷体可含有少于约2.0重量％的金红石和少于约2.0重量％的刚玉。更高量的金红石与至少约2.0重量％的刚玉可表明铁板钛矿相的不完全形成。在某些实施方式中，铁板钛矿相的不完全形成可对陶瓷体的强度(MOR)产生不利影响。
为使高强度(高MOR/S)和低CTE达到最优结合，在本文公开的某些实施方式中烧制的陶瓷体含有不高于约15重量％的刚玉。认为更大量的刚玉可有助于增加陶瓷的CTE，原因在于刚玉固有的高热膨胀系数，约为85x10-7℃-1。推测刚玉的高CTE还会导致微裂的增加，如本文所讨论的，其会导致更低的MOR。因此，在某些实施方式中，本文公开的陶瓷体不能含有高于约10重量％的刚玉，甚至不能含有高于约5重量％或约2重量％的刚玉。
进一步，为提供含有Al2TiO5基铁板钛矿相和钛酸锆锡相且钛酸锆锡相具有尽可能最小的平均晶格热膨胀系数的陶瓷体，在某些实施方式中，可选择一种体积组成(bulkcomposition)和一个烧制温度，它们可使Al2TiO5基铁板钛矿相和具有尽可能最低含量钛的钛酸锆锡相稳定共存，并且在烧制过程中不伴有高于约15重量％的与铁板钛矿相反应而得的刚玉的形成。
除非另有说明，本说明书和权利要求书中使用的所有数字均应理解为在所有情况下都受“约”字修饰，而不管有没有这样表述。还应理解，本说明书和权利要求书中使用的精确数值构成本公开附加的实施方式。发明人已尽力确保实施例中所披露的数值的精确度。然而，由于各测量技术中存在标准偏差，任何测得的数值都可能不可避免地包含一定的误差。
本文所用的“该”、“一个”或“一种”表示“至少一个(一种)”，不应局限为“仅一个(一种)”，除非明确有相反的说明。
应当理解，上述一般描述和以下详细描述仅仅是示例性和说明性的，而非限制性的。
包含在本说明书中并构成其一部分的附图不是用于限制目的，而是说明本公开的实施方式。
本领域的技术人员通过考虑说明书和实施本公开内容，可以显而易见地想到其他的实施方式。
实施例
以下实施例不是为了限制本公开内容。
实施例-单位晶格(unit cell)尺寸
在制备下述实施例1-30中探讨的陶瓷体之前，在1500℃和1600℃下合成了ZrO2-TiO2-SnO2体系中的一系列组合物，以便对这些温度下的三元体系中的ZrTiO4固溶体的界限进行界定，并对单位晶格和晶格热膨胀系数的变化进行量化以作为组成的函数。试样由端元氧化物的粉末混合物制得，该混合物与甲基纤维素进行了混合并通过添加水在不锈钢研磨机中进行了增塑。这些材料接着通过柱塞式挤出机挤出为直径8mm的杆状并进行干燥，然后在电炉中以50℃/小时的速率进行加热并烧制，在最高温度保持10小时，然后以500℃/小时的速率进行冷却。烧制后的材料中的相及其重量百分数通过粉末X射线衍射的里特维尔德精修数据进行了测定。
接着通过高温X射线衍射对(Zr,Ti,Sn)2O4材料在1500-1600℃下烧制时产生单相或近似单相的组成进行了结晶晶格的轴向CTE值(即，沿单位晶格尺寸“a”、“b”和“c”方向上的CTE值)的测定。所述组成及其室温单位晶格尺寸和晶格CTE值列于表1。平均晶格CTE值是三个结晶晶格轴向CTE值的平均值。1600℃下(Zr,Ti,Sn)2O4相的固溶体的大致范围示于图2。图2还示出了表1中具体成分的位置及其平均晶格CTE值。一系列的虚线等值线表示具有40x10-7℃-1、50x10-7℃-1、60x10-7℃-1、70x10-7℃-1和80x10-7℃-1的相同CTE值的组成的大致位置。表1和图2的数据证实了随着钛含量的降低和锡含量的升高，(Zr,Ti,Sn)2O4的平均晶格CTE降低。在最高的Sn/Ti比时，平均晶格CTE进一步随着锆含量的增加而降低。
表1中列出的单位晶格尺寸通过最小二乘线性回归分析进行拟合，以得到下述三个等式，其中“Zr”、“Sn”和“Ti”分别是通式单元四氧(二阳离子)中锆、锡和钛原子的个数：
EQ.2:“a”单位晶格尺寸98.5％R2
EQ.3:“b”单位晶格尺寸99.8％R2
EQ.4:“c”单位晶格尺寸99.8％R2
下述表1示出了钛酸锆和多种钛酸锆锡化合物在室温下单位晶格尺寸a、b和c的值，在室温-1000℃之间单位晶格尺寸a、b和c的平均晶格热膨胀系数，以及三个晶格CTE值的平均值。组成通过单个四氧通式单元中的原子个数表示，CTE值的单位为10-7℃-1。
表1
实施例1-29
本文公开的实施方式的实施例基于钛酸铝+钛酸锆锡或钛酸镁铝+钛酸锆锡，对比性实施例基于钛酸铝±不含锡的钛酸锆或钛酸镁铝±不含锡的钛酸锆，分别示于下述表2-6。
除了采用尖晶石(MgAl2O4)粉末提供镁以外，使用了端元氧化物粉末。通过激光衍射测定并列出了各种无机粉末的中值粒度。除了无机成分以外，将12重量份的石墨粉(中值粒径49μm)和22重量份的交联豌豆淀粉加入100重量份的无机粉末以作为造孔剂。这是为了在烧制的陶器中产生约50-60％的孔隙率水平，该孔隙率范围使得陶瓷体适于作为柴油机微粒过滤器，即便本文公开的陶瓷体未通过％孔隙率或应用进行限制。
混合的无机粉末和造孔剂粉末中加入了4.5重量份的甲基纤维素和1.0重量份的妥尔油，还在不锈钢研磨机中向混合物中加入了足够的水以提供增塑的批料。之后将各批料加入柱塞式挤出机的料筒中，对料筒抽真空进行排气，然后通过模头挤出以形成长60cm、直径8mm的杆。在开口玻璃管中以85℃的温度干燥该杆，切成3英寸和6英寸的长度并置于铝托盘上，然后在电炉空气气氛中以50℃/小时的速率加热至1400或1500℃，保持15小时，然后以500℃/小时的速率冷却至室温。
烧制陶器的％孔隙率和孔径分布通过压汞孔隙仪测得。表2-6列出了d10、d50和d90孔径(微米)的值，它们是基于孔隙体积的累积孔径分布曲线的10％、50％和90％处的孔隙直径，其中d90是试样孔隙体积的10％被水银渗透时的孔隙直径，d50是试样孔隙体积的50％被水银渗透时的孔隙直径，d10是试样孔隙体积的90％被水银渗透时的孔隙直径。因此，d10<d50<d90。
表2-6还提供了(d90-d10)/d50、(d90-d50)/d50和(d50-d10)/d50的值，其分别表示孔径分布总宽度的归一化测量、分布中粗孔端的宽度和分布中细孔端的宽度。这些度量的更低的值与更窄的孔径分布相对应，窄孔径分布，特别是在分布曲线的细孔半部的窄孔径分布，可有助于在加载烟炱的状态下减少压降，例如当陶瓷体用作柴油机微粒过滤器时。窄的孔径分布，特别是在分布曲线的粗孔半部的窄孔径分布，还能有助于提高弯曲强度，原因在于低的(d90-d50)/d50值意味着可作为限制强度的缺陷的大孔的缺失。
陶瓷体沿着2英寸杆长度方向上的热膨胀通过在室温-1000℃的范围内使用推杆膨胀计测得，加热期间的室温-1000℃、500℃-1000℃的平均(“割线”)热膨胀系数值列于表2-6。
室温下，在3英寸长的杆上使用0.75英寸载荷跨度和2.0英寸支撑跨度的四点法测定了断裂模量。
某些实施例的杨氏弹性模量值在室温下使用声波共振技术测得。进一步使用声波共振技术对选出的实施例在室温-1200℃-室温范围内测定了弹性模量，期间间隔为约50℃。
烧制陶瓷中所有结晶相的重量百分比通过粉末X射线衍射和对数据的里特维尔德分析进行了测定，还提供了铁板钛矿基相和钛酸锆基相的单位晶格参数。等式2～4用来估算钛酸锆相和钛酸锆锡相中基于其单位晶格参数的通式单元中的Zr、Sn和Ti的原子个数，该估算中使用了最小二乘迭代步骤，期间调整了“Zr”、“Sn”和“Ti”的值直至由所述公式预测的单位晶格参数与测量值呈现最小偏差。
还使用扫描电子显微镜对选出的试样进行了检查，铁板钛矿相、钛酸锆相和钛酸锆锡相的组成直接通过电子探针微分析(electron probe microanalysis,EPMA)测得。
对一些实施例中的陶瓷体在铜(II)氧化物存在情况下的热稳定性进行了表征。首先，将一定数量的陶瓷在台顶环形材轧机中粉碎30秒，使中值粒度为约20μm-约40μm。将3-5克的粉碎陶瓷转移至12ml聚丙烯容器中，然后添加0.25重量％的购于西格玛奥德里奇公司(Sigma Aldrich)的铜(II)氧化物粉末。将容器置于SPEX Sample Prep 8000M混合机/磨机并振荡5分钟以使粉末变得均匀。将所得混合物转移至氧化铝坩埚，在电炉中以120℃/小时的速率加热至800℃，以300℃/小时的速率加热至1100℃，在1100℃保持2小时，然后以300℃/小时的速率冷却至室温。热处理后的铁板钛矿基相、刚玉基相、金红石基相和钛酸锆基相的重量百分数通过X射线衍射并使用里特维尔德精修进行了测定。通过铜测试后的铁板钛矿相的重量百分数与初始烧制陶瓷中的铁板钛矿相的重量百分数之比对铜氧化物存在下铁板钛矿相的稳定性进行了量化。
发明性陶瓷体的对比材料的例子示于表2和表3。
表2中的对比性实施例是主要含有铁板钛矿型相和少量残留刚玉或金红石的多孔性陶瓷体，但是其中不含钛酸锆基相。实施例1和2中的铁板钛矿相是基本纯净的Al2TiO5，实施例3和4中的铁板钛矿相是大约93.4摩尔％的Al2TiO5和6.6摩尔％的MgTi2O5。这些对比性实施例的MOR值与其“S”计算值之比低于1.0，其针对“S”值的MOR值绘制于图3(三角形)。
表3中的对比性实施例表示含有不含镁的Al2TiO5相和不含锡的钛酸锆相的陶瓷体(实施例5-7)或含有包含镁的Al2TiO5基相和不含锡的钛酸锆相的陶瓷体(实施例8-12)。实施例6中相的电子探针微分析显示了铁板钛矿相中少量锆的存在和钛酸锆相中少量铝的存在。铁板钛矿相中较大的锆阳离子的存在导致了铁板钛矿相中比实施例2的Al2TiO5稍大的“a”和“b”单位晶格尺寸，其中锆不存在于Al2TiO5中。实施例8-12的铁板钛矿相中甚至更大的单位晶格尺寸是由结晶结构中存在镁而导致的。实施例5-12中MOR值与“S”计算值之比均低于1.0，范围为0.67-0.88，所述针对“S”值的MOR值绘制于图3(空心方块)。
本文公开的含有不含镁的Al2TiO5基铁板钛矿相和钛酸锆锡相的实施方式的实施例(实施例13和14)以及进一步公开的含有含镁Al2TiO5基铁板钛矿相和钛酸锆锡相的实施方式的实施例(实施例15-23)示于表4和表5，其中所述实施例的MOR/S之比大于1.0。
表4和5中的实施例包含孔隙率(51-61％)、中值孔径(11-15μm)、(d90-d10)/d50(0.24～0.50)、(d50-d10)/d50(0.17～0.43)和CTE(-15～+29x10-7℃-1)的值，所列数值使其可适于用作柴油机微粒过滤器。但是，可通过例如原料粒度、原料矿物学和烧制循环的改变来实现任意上述物理性质的改变，以制作包含至少一个含有铁板钛矿的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体来用于其他应用，而不背离本文公开的实施方式的范围。
表4和5中发明性实施例的MOR/S值的范围为1.07-1.27，针对计算的“S”参数的MOR绘制于图3(实心圆)。表2和表3数据的对比表明这些发明性实施例中锆锡钛氧化物相的存在导致了在给定％孔隙率、d50和CTE情况下更高的弯曲强度。
发明性实施例16的抛光截面扫面电子显微照片示于图4，显示了钛酸锆锡相(明亮区域)的均匀分布和高度均匀的孔隙(黑色区域)。
表6的实施例24-26也表示主要含有含镁富Al2TiO5铁板钛矿相和钛酸锆锡相的发明性陶瓷体。但是，这些试样中大量的、含量大于15重量％刚玉，与较低的、例如低于1.0的MOR/S值相关。这些实施例的MOR和S值绘制于图3(带有横线或斜线的圆)，其中在给定的“S”值处的较低的强度值是明显的。发现所述发明性陶瓷体中的高MOR/S值要求烧制陶器中刚玉的量应当少于例如约15重量％。
如上所述，已发现发明性组合物中刚玉的存在主要是由铁板钛矿相与钛酸锆锡相在烧制过程中的反应导致的，其中刚玉在表4和5的陶瓷体中的含量范围为约2％-约15％，在表6的陶瓷体中的含量范围为约6％-约22％。
为说明这一点，实施例18的批料组合物经过了计算以形成包含67摩尔％的具有常规组成Mg0.066Al1.868Zr0.05Ti0.92Sn0.10O5的铁板钛矿相和33摩尔％的具有常规组成Zr1.17Ti0.39Sn0.39Al0.05O3.975的钛酸锆锡相的陶瓷。但是，将实施例18在1500℃下烧制15小时后，由电子探针微分析测定的钛酸锆锡相的组成约为Zr0.96Ti0.62Sn0.38Al0.04O3.98，铁板钛矿型相的组成约为Mg0.108Al1.824Zr0.03Ti0.98Sn0.06O5。所述试样还含有12重量％的刚玉，而不含金红石。刚玉的富余和金红石的缺失表明刚玉并非不完全反应的产物，而是作为铁板钛矿和钛酸锆锡相的稳定反应产物形成的。实际的钛酸锆锡相中的钛含量远远大于该相的目标组成的钛含量，铁板钛矿型相中的镁含量也高于目标含量。这些实际的相组成和目标相组成之间的组成差异是由钛从铁板钛矿型相中的浸出及其在钛酸锆锡相中的溶解、以及铁板钛矿型相中过量的氧化铝的除去以形成刚玉而导致的，其中铁板钛矿型相中MgTi2O5组分与Al2TiO5组分之比增加，导致了铁板钛矿型相中更高的镁含量。
图5说明了钛酸锆锡相的组成，其由电子探针微分析测得或由X射线衍射测量的单位晶格尺寸而得，表4-6中的一些发明性陶瓷的例子也含有富Al2TiO5铁板钛矿相和刚玉。在1400℃下烧制的试样中的钛酸锆锡相的组成由空心圆标记，在1500℃下烧制的试样中的钛酸锆锡相组成由实心圆标记。实线I-J表示1400℃下可与Al2TiO5基铁板钛矿相稳定共存的钛酸锆锡相中钛的大致下限，长虚线K-L表示1500℃下可与Al2TiO5基铁板钛矿相稳定共存的钛酸锆锡相中钛的大致下限。显而易见的是，随着烧制温度的升高，可与Al2TiO5基铁板钛矿相稳定共存的钛酸锆锡相的组成范围向更低的钛含量方向扩张。短虚线M-N表示可能与1600℃下烧制的Al2TiO5基铁板钛矿相稳定共存的钛酸锆锡相中推测的钛的下限。应当指出的是，表6中于1400℃下烧制的实施例24-26含有18-22重量％的刚玉，钛酸锆锡相中估算的钛含量为单位通式中0.69-0.75个原子，然而表5中表示1500℃下烧制的相同体积组成的实施例18-20仅含有9-15重量％的刚玉，钛酸锆锡相中每单位通式中仅含有0.56-0.61个钛原子。其进一步说明了随着烧制温度的升高，与Al2TiO5基铁板钛矿相保持平衡的钛酸锆锡相的组成向更低钛含量方向的扩展。
据此参照图5，为使本文公开的实施方式中的刚玉含量最小化，陶瓷体的体积组成可配制为：如果在1400℃下烧制，则仅包含Al2TiO5基铁板钛矿相和具有G-H-I-J-G围成区域内的组成的钛酸锆锡相(并至少含有2.5摩尔％的SnO2组分)；或者如果在1500℃下烧制，则仅包含Al2TiO5基铁板钛矿相和具有G-H-I-K-L-J-G围成区域内的组成的钛酸锆锡相(并至少含有2.5摩尔％的SnO2组分)；或者如果在1600℃下烧制，则仅包含Al2TiO5基铁板钛矿相和具有G-H-I-K-M-N-L-J-G围成区域内的组成的钛酸锆锡相(并至少含有2.5摩尔％的SnO2组分)。
表6中的实施例27-29证实了当陶瓷体未完全反应时，在烧制陶器中残留有至少2.0重量％的金红石和至少2.0重量％的刚玉，发现MOR/S值少于1.0。
为显示微裂对强度和CTE的影响，通过高温弹性模量测量估算了3个示例(发明性实施例17和对比性实施例10及12)中的微裂程度。图6-8中，加热至约1200℃和冷却至室温过程中的杨氏弹性模量作为温度的函数示出。图6-8中，(ΔE°/ΔT)/E°RT的值采用了-1.5x10-4℃-1，其中上标“°”表示陶瓷为非微裂状态。图6、7和8分别示出了加热(圆)和冷却(方块)过程中发明性实施例17、对比性实施例12和对比性实施例10的杨氏弹性模量对温度的曲线。所述曲线说明了试样在加热前室温下测得的弹性模量(ERT)、冷却过程中在约1100℃下测得的弹性模量(Ec,1100)和在非微裂状态时室温下弹性模量的估算值(三角，E°RT)。
发明性实施例17与对比性实施例12进行了比较。两个试样具有类似的CTE和％孔隙率值。实施例17含有26.3重量％的组成近似Zr0.95Sn0.42Ti0.63O4的钛酸锆锡，实施例12含有26.0重量％的ZrTiO4(见表3和表4)。测得实施例17的E°RT值为2.57x106psi，测得ERT的值为2.93x105psi，使得E°RT/ERT＝8.8。测得实施例12的E°RT值为1.63x106psi，测得ERT的值为1.27x105psi，使得E°RT/ERT＝12.8。对比性实施例12中更高的E°RT/ERT比证实了该试样中更高水平的微裂。这种更多数量的微裂使得对比性实施例12的MOR值230psi比发明性实施例17中的MOR值393psi更低。另外，对比性实施例12的MOR/S之比为0.81，比发明性实施例17中的MOR/S之比1.07更低。发明性实施例中更高的MOR/S之比表明，在给定％孔隙率、中值孔径和CTE的情况下，发明性实施例比对比性实施例的强度更高，这是由于发明性实施例中更低程度的微裂与实施例17中相对于实施例12的钛酸锆相具有更低平均晶格CTE的钛酸锆锡相结合而导致的。
发明性实施例17还与对比性实施例10进行了比较。两个示例具有大致相同的％孔隙率和MOR值，但是实施例10具有更高的CTE。实施例10的高温弹性模量数据示于图8。测得实施例10的E°RT值为3.38x106psi，测得ERT的值为3.70x105psi，使得E°RT/ERT＝9.1。因此，实施例10中的微裂仅略多于发明性实施例17。但是，实施例10的CTERT-1000℃为24.6x10-7℃-1，比发明性实施例17的值高50％。这表明本文公开的包含具有钛酸锆锡的相的实施方式在给定的微裂程度下相对于钛酸锆相中不含锡的对比性陶瓷体具有更低的CTE。发明性实施例17中更低的CTE导致在大致相同水平的微裂下，比对比性实施例10中仅325℃的热冲击系数更大的预测的热冲击系数MOR/(E·CTE500-1000℃)＝492℃。优选的实施例17的实施方式在给定的微裂水平下更低的CTE，在相对于对比性实施例10的0.88的MOR/S值更高的MOR/S值1.07中再次得到反映。
表2-不含有ZrTiO4相的比较例
表3-含有不含锡的ZrTiO4相的比较例
表4-含有钛酸锆锡相的示例性实施方式
表5-含有钛酸锆锡相的示例性实施方式，在1500℃下烧制15小时
表6-含有钛酸锆锡相的示例性实施方式，其中MOR/S<1.0。
实施例14B、17B和30
发明性实施例14和17以及含有不含镁的钛酸铝+刚玉+SrAl2Si2O8的陶瓷中，对三种钛酸铝基陶瓷体在铜氧化物存在情况下的稳定性于1100℃下进行了评价。结果示于表7，其中示出了将粉碎陶瓷与0.25重量％的铜(II)氧化物混合并在1100℃下加热两小时之前与之后的相的百分数及其单位晶格尺寸与体积。实施例14B的钛酸锆锡+不含镁的钛酸铝陶瓷在与铜氧化物进行热处理后几乎不含有铁板钛矿型相，其中的钛酸铝分解成了刚玉+金红石。相反地，实施例17B中铁板钛矿相中含有大约92摩尔％的Al2TiO5以及8摩尔％的Al2TiO5，在测试后维持了陶瓷中初始呈现的铁板钛矿的92％，显示了在铜氧化物存在情况下镁对发明性陶瓷的稳定性的有益作用。实施例30依赖硅的存在以使铁板钛矿相稳定，在铜存在下进行热处理后仅保留了初始钛酸铝相的32％。
表7

Claims (18)

1.一种多孔陶瓷蜂窝结构，其中包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相，其中，(i)所述至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和(ii)所述至少一个含有钛酸锆锡的相中的一种是主相，
其中，所述包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相是(Mg)w1(Al)x1(Fe)x2(Ti)y1(Zr)y2(Sn)y3O5，其中2(w1)+3(x1+x2)+4(y1+y2+y3)＝10，0.0≤w1≤0.50，0.95≤x1≤2.01，0.0≤x2≤0.05，0.70<y1≤1.5，0.0<y2≤0.10以及0.0<y3≤0.20；所述至少一个含有钛酸锆锡的相由通式(Al)p1(Zr)q1(Ti)q2(Sn)q3O4-0.5(p1)表示，其中p1+q1+q2+q3＝2；p1的范围为0-0.08；q1/(q1+q2+q3)的值的范围为0.36-0.60；q2/(q1+q2+q3)的值的范围为0.23-0.50；以及q3/(q1+q2+q3)的值的范围为0.05-0.33。
2.如权利要求1所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述至少一个铁板钛矿型结晶结构包括含有镁的Al2TiO5。
3.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述陶瓷体含有少于15％的刚玉相。
4.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，MOR/S之比大于1.0，其中MOR由四点法测得，单位为磅/平方英寸；S＝2140-18.1·％孔隙率-57.2·d50+6.1·CTERT-1000℃，其中d50的单位为微米，CTE的单位为10-7℃-1。
5.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，孔隙率至少为45％。
6.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，孔隙率至少为50％。
7.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，CTERT-1000℃低于30x 10-7℃-1。
8.如权利要求1或2所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，CTERT-1000℃低于20x 10-7℃-1。
9.一种多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，该结构包括一个包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的陶瓷体，其中，所述陶瓷体包含不高于15％的刚玉，并且其中，(i)所述至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和(ii)所述至少一个含有钛酸锆锡的相中的一种是主相，
其中，所述包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相是(Mg)w1(Al)x1(Fe)x2(Ti)y1(Zr)y2(Sn)y3O5，其中2(w1)+3(x1+x2)+4(y1+y2+y3)＝10，0.0≤w1≤0.50，0.95≤x1≤2.01，0.0≤x2≤0.05，0.70<y1≤1.5，0.0<y2≤0.10以及0.0<y3≤0.20；所述至少一个含有钛酸锆锡的相由通式(Al)p1(Zr)q1(Ti)q2(Sn)q3O4-0.5(p1)表示，其中p1+q1+q2+q3＝2；p1的范围为0-0.08；q1/(q1+q2+q3)的值的范围为0.36-0.60；q2/(q1+q2+q3)的值的范围为0.23-0.50；以及q3/(q1+q2+q3)的值的范围为0.05-0.33。
10.如权利要求9所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述多孔陶瓷蜂窝结构是壁流式废气微粒过滤器。
11.如权利要求9或10所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于还含有至少一种催化剂。
12.如权利要求11所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述至少一种催化剂是含铜的菱沸石催化剂。
13.如权利要求9或10所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述陶瓷体的CTERT-1000℃低于30x 10-7℃-1。
14.如权利要求9或10所述的多孔陶瓷蜂窝结构，其特征在于，所述陶瓷体的CTERT-1000℃低于20x 10-7℃-1。
15.一种制备多孔陶瓷蜂窝结构的方法，所述方法包括以下步骤：
提供批料组合物，该组合物含有至少一种锆源、至少一种锡源、至少一种钛源、至少一种铝源、和至少一种镁源；以及
对所述批料组合物进行烧制，所述烧制的条件适于形成包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和至少一个含有钛酸锆锡的相的多孔陶瓷蜂窝结构，其中，(i)所述至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相和(ii)所述至少一个含有钛酸锆锡的相中的一种是主相，
其中，所述包含至少一个含有铁板钛矿型结晶结构的相是(Mg)w1(Al)x1(Fe)x2(Ti)y1(Zr)y2(Sn)y3O5，其中2(w1)+3(x1+x2)+4(y1+y2+y3)＝10，0.0≤w1≤0.50，0.95≤x1≤2.01，0.0≤x2≤0.05，0.70<y1≤1.5，0.0<y2≤0.10以及0.0<y3≤0.20；所述至少一个含有钛酸锆锡的相由通式(Al)p1(Zr)q1(Ti)q2(Sn)q3O4-0.5(p1)表示，其中p1+q1+q2+q3＝2；p1的范围为0-0.08；q1/(q1+q2+q3)的值的范围为0.36-0.60；q2/(q1+q2+q3)的值的范围为0.23-0.50；以及q3/(q1+q2+q3)的值的范围为0.05-0.33。
16.如权利要求15所述的方法，其特征在于，所述至少一种镁源包含MgAl2O4。
17.如权利要求15或16所述的方法，其特征在于，所述批料组合物还含有至少一种造孔剂。
18.如权利要求15或16所述的方法，其特征在于，所述批料在至少为1400℃的温度下进行烧制。
CN201480045542.9A 2013-06-18 2014-06-17 低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷 Active CN105473533B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/920,493 2013-06-18
US13/920,493 US9339791B2 (en) 2013-06-18 2013-06-18 Low thermal expansion aluminum titanate zirconium tin titanate ceramics
PCT/US2014/042659 WO2014204915A1 (en) 2013-06-18 2014-06-17 Low thermal expansion aluminum titanate -zirconium tin titanate ceramics

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105473533A CN105473533A (zh) 2016-04-06
CN105473533B true CN105473533B (zh) 2019-01-04

Family

ID=51177172

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480045542.9A Active CN105473533B (zh) 2013-06-18 2014-06-17 低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷

Country Status (6)

Country Link
US (2) US9339791B2 (zh)
EP (1) EP3010869A1 (zh)
JP (1) JP6198947B2 (zh)
CN (1) CN105473533B (zh)
MX (1) MX2015017674A (zh)
WO (1) WO2014204915A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9868670B2 (en) * 2014-09-05 2018-01-16 Corning Incorporated High cordierite-to-mullite ratio cordierite-mullite-aluminum magnesium titanate compositions and ceramic articles comprising same
CN106458765A (zh) * 2014-03-28 2017-02-22 伊梅斯公司 陶瓷结构体
CN108137413B (zh) * 2015-09-28 2021-10-15 康宁股份有限公司 钛酸锆锡组合物、包含其的陶瓷体、及其制造方法
CN107643552B (zh) * 2017-09-30 2018-10-02 中国人民解放军国防科技大学 具有零/低热膨胀性质的单相点阵结构及其材料

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4758542A (en) * 1987-02-13 1988-07-19 W. R. Grace & Co. Low thermal expansion ZrTiO4 --Al2 TiO5 --ZrO2 compositions
CN101037297A (zh) * 2006-02-17 2007-09-19 圣戈班欧洲设计研究中心 氧化铝－钛氧化物－氧化锆熔融晶粒
US20080226545A1 (en) * 2007-02-27 2008-09-18 Ivor Bull Copper CHA Zeolinte Catalysts

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5367899A (en) * 1976-11-29 1978-06-16 Murata Manufacturing Co High frequency dielectric ceramic composition
JPS5367900A (en) * 1976-11-29 1978-06-16 Murata Manufacturing Co High frequency dielectric ceramic composition
JPS5818808A (ja) * 1981-07-23 1983-02-03 株式会社村田製作所 高周波用誘電体磁器組成物
JPS63201060A (ja) * 1987-02-13 1988-08-19 ダブリユー・アール・グレイス・アンド・カンパニー−コネチカツト 低膨張性ＺｒＴｉＯ↓４−Ａｌ↓２ＴｉＯ↓５−ＺｒＯ↓２系組成物
JPH05117024A (ja) * 1991-10-29 1993-05-14 Ngk Insulators Ltd 高周波用誘電体磁器及びその製造法
KR100486121B1 (ko) 2002-05-21 2005-04-29 (주) 세라컴 열팽창이 낮은 알루미늄 티타네이트- 지르코늄 티타네이트 세라믹 제조방법
CN100427432C (zh) * 2002-11-01 2008-10-22 王世来股份有限公司 制备钛酸铝镁烧结体的方法
US7713897B2 (en) 2007-02-27 2010-05-11 Corning Incorporated Ceramic materials for 4-way and NOx adsorber and method for making same
JP5142650B2 (ja) * 2007-09-27 2013-02-13 京セラ株式会社 耐熱性セラミック部材およびフィルタ
WO2009144260A1 (de) 2008-05-29 2009-12-03 Mann+Hummel Gmbh Filtereinrichtung zur entfernung von partikeln aus einem gasstrom
FR2933401B1 (fr) 2008-07-04 2010-07-30 Saint Gobain Ct Recherches Structure poreuse du type titanate d'alumine
CN101407416A (zh) 2008-11-19 2009-04-15 河北理工大学 一种钛酸锆基高温结构复合材料及其制备方法
US9034787B2 (en) * 2009-05-29 2015-05-19 Corning Incorporated Ceramic articles and methods of producing ceramic articles

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4758542A (en) * 1987-02-13 1988-07-19 W. R. Grace & Co. Low thermal expansion ZrTiO4 --Al2 TiO5 --ZrO2 compositions
CN101037297A (zh) * 2006-02-17 2007-09-19 圣戈班欧洲设计研究中心 氧化铝－钛氧化物－氧化锆熔融晶粒
US20080226545A1 (en) * 2007-02-27 2008-09-18 Ivor Bull Copper CHA Zeolinte Catalysts

Also Published As

Publication number Publication date
US9656245B2 (en) 2017-05-23
JP6198947B2 (ja) 2017-09-20
JP2016524587A (ja) 2016-08-18
WO2014204915A1 (en) 2014-12-24
MX2015017674A (es) 2016-08-03
US20160193590A1 (en) 2016-07-07
CN105473533A (zh) 2016-04-06
US20140371062A1 (en) 2014-12-18
US9339791B2 (en) 2016-05-17
EP3010869A1 (en) 2016-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5230935B2 (ja) チタン酸アルミニウムマグネシウム結晶構造物及びその製造方法
US7964262B2 (en) Layered silicate modified cordierite and method
US7341970B2 (en) Low thermal expansion articles
JP5687681B2 (ja) ４ウエイ排気ガス処理のための高多孔度フィルタ
US6413895B1 (en) Refractory NZP-type structures and method of making and using same
JP5563568B2 (ja) Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ及びＺｒを含む溶融酸化物粒子及びこのような粒子を含むセラミック材料
US20110152075A1 (en) Alumina titanate porous structure
CN101091925B (zh) 废气净化催化剂用蜂窝状载体及其制造方法
CN105473533B (zh) 低热膨胀钛酸铝-钛酸锆锡陶瓷
EP2038236A1 (en) Low-microcracked, porous ceramic honeycombs and methods of manufacturing same
ZA200206263B (en) Honeycomb structure and method for manufacture thereof.
JPWO2005005019A1 (ja) 排ガス浄化ハニカムフィルタ及びその製造方法
JP5632369B2 (ja) Ａｌ、Ｔｉ及びＭｇを含む酸化物の溶融粒子及びこのような粒子を含むセラミック製品
JP2011520605A (ja) 複合材ＳｉＣ−ガラスセラミックフィルター
KR20110028332A (ko) 알루미늄 티타네이트 유형의 다공성 구조물을 합성하기 위한 입자 블렌드
JP2005046667A (ja) 排ガス浄化触媒用ハニカム担体及びその製造方法
US20020132720A1 (en) Refractory NZP-type structures and method of making and using same
CN101589006A (zh) 层状硅酸盐改性的堇青石和方法
US20080110147A1 (en) Low thermal expansion articles

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant