CN113429202A - 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法 - Google Patents

氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113429202A
CN113429202A CN202110732490.4A CN202110732490A CN113429202A CN 113429202 A CN113429202 A CN 113429202A CN 202110732490 A CN202110732490 A CN 202110732490A CN 113429202 A CN113429202 A CN 113429202A
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
alumina
powder
composite material
grinding
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.)
Pending
Application number
CN202110732490.4A
Other languages
English (en)
Inventor
汪振华
邵龙泉
周志伟
李一帆
牛婉琼
任丽娟
赖璇
杨倩
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.)
URUMQI CITY STOMATOLOGIC HOSPITAL
Original Assignee
URUMQI CITY STOMATOLOGIC HOSPITAL
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 URUMQI CITY STOMATOLOGIC HOSPITAL filed Critical URUMQI CITY STOMATOLOGIC HOSPITAL
Priority to CN202110732490.4A priority Critical patent/CN113429202A/zh
Publication of CN113429202A publication Critical patent/CN113429202A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C04B35/48—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 zirconium or hafnium oxides, zirconates, zircon or hafnates
    • 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
    • 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
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/638—Removal 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
    • C04B2235/3287—Germanium oxides, germanates or oxide forming salts thereof, e.g. copper germanate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects 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
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects 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
    • C04B2235/6565—Cooling rate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects 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
    • C04B2235/6567—Treatment time
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/66—Specific sintering techniques, e.g. centrifugal sintering
    • C04B2235/661—Multi-step sintering
    • 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
    • C04B2235/77—Density
    • 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
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/785—Submicron sized grains, 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
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance

Abstract

本发明涉及氧化锆复合材料技术领域，是一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法，前者是向氧化锆中掺杂氧化锗和氧化铝混合后，依次经过湿法球磨、造粒、干压成型、冷等静压和烧结后得到。本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的优势在于：结合了氧化锗优异的抗低温时效性能，采用氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆陶瓷材料以突破现有四价氧化物机械性能较低的情况，不仅提高了氧化锗稳定氧化锆陶瓷材料的抗低温时效性能，还改善了材料的机械性能，有利于延长氧化锆陶瓷材料的临床使用年限。

Description

氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及氧化锆复合材料技术领域，是一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法。
背景技术
氧化锆，即3mol％钇稳定四方多晶氧化锆(简称3Y-TZP)，因其具有较高的断裂韧性和强度，广泛用于后牙单冠、固定桥、种植体修复等等。但是当氧化锆陶瓷长期存活于口腔复杂(例如潮湿、酸碱性)环境中，会自发的发生低温时效老化，最终导致修复体机械性能下降，出现破裂或者折断，限制了氧化锆在口腔修复学领域中的运用。
以往研究普遍表明，四价元素(Ge4+)掺杂氧化锆能通过晶界偏析现象提高材料的抗老化性能，但是同时也会极大的降低氧化锆材料的三点弯曲强度，限制了氧化锗稳定氧化锆陶瓷材料在后牙修复案例中的运用。而氧化铝作为一种传统的掺杂剂，不仅能提高氧化锆材料的抗老化性能，同时，还能提高氧化锆材料的力学性能。
发明内容
本发明提供了一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法，克服了上述现有技术之不足，其能有效现有的氧化锗稳定氧化锆材料的机械性能低的问题。
本发明的技术方案之一是通过以下措施来实现的：一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.1wt％至0.5wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，将质量比为4:3:3的混合粉料二、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向经过一次过筛后的粉料中加入聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料。
下面是对上述发明技术方案之一的进一步优化或/和改进：
上述第一步中，向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.25wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二。
上述第一步中，研磨珠为1:1混合的直径为5mm和1mm氧化锆球磨珠，球磨速度为20Hz/min，球磨时间为24h，过滤采用80目不锈钢筛网过滤，干燥时间为24h，干燥温度为80℃。
上述第二步中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物。
上述第二步中，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛。
上述第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min。
上述第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
本发明的技术方案之二是通过以下措施来实现的：一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的制备方法，按下述方法进行：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.1wt％至0.5wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，将质量比为4:3:3的混合粉料二、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向经过一次过筛后的粉料中加入聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料。
下面是对上述发明技术方案之二的进一步优化或/和改进：
上述第一步中，向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.25wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二。
上述第一步中，研磨珠为1:1混合的直径为5mm和1mm氧化锆球磨珠，球磨速度为20Hz/min，球磨时间为24h，过滤采用80目不锈钢筛网过滤，干燥时间为24h，干燥温度为80℃。
上述第二步中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物。
上述第二步中，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛。
上述第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min。
上述第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的优势在于：结合了氧化锗优异的抗低温时效性能，采用氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆陶瓷材料以突破现有四价氧化物机械性能较低的情况，不仅提高了氧化锗稳定氧化锆陶瓷材料的抗低温时效性能，还改善了材料的机械性能，有利于延长氧化锆陶瓷材料的临床使用年限。
附图说明
图1为本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料进行老化处理前的XRD图。
图2为本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料进行老化处理30h后的XRD图。
图3为本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料进行不同老化处理时间后的单斜相含量折线图。
具体实施方式
本发明不受下述实施例的限制，可根据本发明的技术方案与实际情况来确定具体的实施方式。本发明中所提到各种化学试剂和化学用品如无特殊说明，均为现有技术中公知公用的化学试剂和化学用品；本发明中的百分数如没有特殊说明，均为质量百分数；本发明中的溶液若没有特殊说明，均为溶剂为水的水溶液，例如，盐酸溶液即为盐酸水溶液；本发明中的常温、室温一般指15℃到25℃的温度，一般定义为25℃。
下面结合实施例对本发明作进一步描述：
实施例1：该氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.1wt％至0.5wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，将质量比为4:3:3的混合粉料二、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向经过一次过筛后的粉料中加入聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料。
实施例2：作为上述实施例的优化，第一步中，向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.25wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二。
实施例3：作为上述实施例的优化，第一步中，研磨珠为1:1混合的直径为5mm和1mm氧化锆球磨珠，球磨速度为20Hz/min，球磨时间为24h，过滤采用80目不锈钢筛网过滤，干燥时间为24h，干燥温度为80℃。
实施例4：作为上述实施例的优化，第二步中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物。
实施例5：作为上述实施例的优化，第二步中，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛。
实施例6：作为上述实施例的优化，第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min。
实施例7：作为上述实施例的优化，第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
实施例8：该氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.1wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，将质量比为4:3:3的混合粉料二、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料，其中，研磨珠为1:1混合的直径为5mm和1mm氧化锆球磨珠，球磨速度为20Hz/min，球磨时间为24h，过滤采用80目不锈钢筛网过滤，干燥时间为24h，干燥温度为80℃；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛，其中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯，其中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化锗掺杂的氧化锆复合材料，其中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温；质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液的制备方法为：向一定质量的聚乙烯醇粉末中慢慢加入去离子水搅拌30min，然后，缓慢升温至100℃，保温4h后降至室温，在升温和降温的过程中，一直搅拌使聚乙烯醇完全溶解，防止形成团块。
本发明中，氧化铝采用上海阿拉丁生化科技股份有限公司提供的粒径为35nm或现有公知公用的氧化铝；氧化锗采用上海阿拉丁生化科技股份有限公司提供的粒径为75μm或现有公知公用的氧化锗；氧化锆为3mol％钇稳定四方多晶氧化锆(简称3Y-TZP)，采用由日本Tosoh森村商事株式会社提供的粒径为27nm或现有公知公用的氧化锆。
实施例9：该氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.25wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，其余步骤均同实施例8。
实施例10：该氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.5wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，其余步骤均同实施例8。
对照例：按照实施例8的制备方法，其中，混合粉料一中不掺杂氧化铝，其余步骤均相同。
空白对照例：按照实施例8的制备方法，其中，粉料为氧化锆，不掺杂氧化锗和氧化铝。
以下是对本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的机械性能(力学性能)和抗低温时效性能进行考察。
试验方法：对本发明空白对照例、对照例和实施例8至实施例10的机械性能进行考察，机械性能(力学性能)包括密度(Density)、晶粒尺寸(grain size)、三点弯曲强度(Flexural strength)、维氏硬度(Vickers hardness HV)和断裂韧性(Indentationtoughness KIF)。密度使用阿基米德排水法进行测试；晶粒尺寸参照国际标准GB/T 6394，采用测截距法进行测量；三点弯曲强度：使用万能试验机对样品进行三点弯曲强度进行测试；维氏硬度使用维氏显微硬度测试仪进行测试；断裂韧性：同样通过使用维氏显微硬度测试仪进行测试，通过测量压痕对角线长度和裂纹扩展长度计算断裂韧性值。同时，对本发明空白对照例、对照例和实施例8至实施例10的抗低温时效性能进行考察，抗低温时效性能，是根据ISO-6872标准，利用高压釜对样品进行水热处理：条件为134℃、0.2MPa，处理时间0、10、15、20、30h，利用X射线衍射仪(XRD)分析样品单斜相含量。
具体试验方法如下：(1)抛光：所有试样逐级使用120目、240目、600目、800目、1200目、2000目、3000目、4000目、5000目碳化硅砂纸进行打磨，然后使用6μm、1μm粒度的金刚石悬浮液进行精细抛光，直到扫描电子显微镜没有观察到明显的划痕。
(2)烧结体的致密度：使用阿基米德排水法测试烧结体密度，将样品分组后(n＝3)放入无水乙醇溶液、去离子水溶液中分别超声清洗5min，用干燥洁净的纱布去除材料表面的灰尘及水渍，然后放置于120℃电热鼓风干燥箱中进行烘干。待烘干至恒重后，用电子分析天平称重，记作干重(m1)，精确到0.001g。然后将称量好的试样放入盛满蒸馏水的烧杯中，然后在水浴锅中持续加热，使蒸馏水沸腾6h，将煮沸后的样品放入电子分析天平的吊篮中，称得的重量记作浮重(m2)。再将试样从水中取出，用干燥洁净的纱布拭去样品表面水渍，使用电子分析天平上称量样品的重量，记作湿重(m3)。样品密度计算用公式：
Figure BDA0003139605160000051
其中，m1为样品干燥时的重量，m2为样品浸在水中受到浮力的重量，m3为样品饱含水在空气中的重量，ρ为氧化锆样品的密度。
(3)陶瓷材料的微观形貌及晶粒尺寸：样品喷金处理后，采用扫描电子显微镜(SEM)观察烧结体表面形貌和三点弯曲断面的断口形貌，分析样品的晶粒尺寸和断裂模式。其中对于样品表面形貌和晶粒尺寸分析的测试方法是：将试样表面抛光至镜面，在1250℃高温箱式炉中热腐蚀20min，升温速率为3℃/min，降温速率为10℃/h。试样喷金处理后，使用扫描电镜观察试样表面形貌。参照国际标准GB/T 6394，采用测截距法测量样品的晶粒尺寸。利用NANO MEASURER 1.2.5软件统计样品晶粒尺寸，晶粒个数需超过1000，然后取平均值。
(4)维氏硬度：使用维氏显微硬度测试仪在10kg载荷下保压10s来加载陶瓷试样，然后直接读取测量试样的维氏硬度值，每个样品制备至少5个压痕以减少实验误差。
(5)三点弯曲强度：使用万能试验机对样品进行三点弯曲加载法测试，通过X射线衍射仪对样品三点弯曲断面进行物相分析。参考ISO 6872标准，将烧结后的样品磨削加工成标准尺寸，长、宽、高分别为36mm、3mm、4mm，然后进行抛光，抛光程序为：逐级使用120目、240目、600目、800目、1200目、2000目、3000目、4000目、5000目碳化硅砂纸进行打磨，然后使用用6μm、1μm粒度的金刚石悬浮液进行精细抛光。使用万能材料试验机测量，跨距为30mm，加载速度为0.5mm/min，计算公式如下：
Figure BDA0003139605160000061
式中，F是样品断裂时所收到的最大的载荷力(N)，L为仪器量底座之间的跨距(30mm)，b为样品宽度(mm)，d为样品的厚度(mm)，σt为抗弯强度(MPa)。
(6)断裂韧性：同样在测量之前，按照上述抛光方法对试样进行抛光，直到扫描电子显微镜观察到试样表面没有明显的裂纹和划痕，避免其他的裂纹和划痕影响压痕裂纹的扩展，同样通过使用维氏显微硬度测试仪在10kg载荷下加载陶瓷试样，然后通过测量压痕对角线长度和裂纹扩展长度计算断裂韧性值。为了保证实验的准确性，每个样品至少测量5个点。本研究采用的压痕法是一种测量陶瓷材料断裂韧性方法，原理是压痕周围会产生塑形形变，形变储存的残余应力诱导压痕四个角的周围出现微裂纹。
计算公式如下：
Figure BDA0003139605160000062
其中，HV是维氏硬度计在该载荷下测量所得的维氏硬度值，E是氧化锆陶瓷材料的弹性模量(通常为210GPa)，l是裂纹扩展长度，a为压痕对角线的一半，c为压痕中心与裂纹尖端之间的距离。对于本次实验获得的均为较小的压痕裂纹，且0.25≤(c-a)/a≤2.5时，可采用上述公式。
(7)诱导低温时效老化：根据ISO-6872标准，本研究利用高压釜对所有样品进行低温时效老化处理。首先将样品放入无水乙醇中超声清洗10min，以获得清洁表面避免影响检测结果，吹干表面，将试样放入高压釜内，高压釜中装有去离子水以模拟口腔内潮湿环境，然后将高压釜置于电热恒温鼓风干燥箱内进行实验，保持温度一直保持在134℃，压力为2bar，处理时间分别为0h、10h、15h、20h、30h，为减小误差，每种样品每个时间点重复3次。
(8)物相分析：通过X射线衍射仪(XRD)对烧结体表面进行物相组成分析。扫描范围2θ为20°至80°，扫描速度为2°/min。实验条件：Cu靶，管电压40KV，管电流40mA，λ＝0.15418nm，扫描深度约为7.5μm。单斜相含量的计算公式参考Garvie和Nicholson等人提出的方程如下：
Figure BDA0003139605160000071
Xm表示单斜相的相对含量，Im表示单斜相的峰面积，It表示四方相的峰面积。使用Jade软件对X射线衍射谱进行物相组成及单斜相含量分析。
试验结果：机械性能(力学性能)由表1所示，由表1可知，其中，表1中的空白对照例(简称3Y-TZP或TZ-3Y)，对照例(简称1Ge-3Y，代表1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料)，实施例8(简称1Ge-0.1Al-3Y，代表0.1wt％Al2O3掺杂1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料)，实施例9(简称1Ge-0.25Al-3Y，代表0.25wt％Al2O3掺杂1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料)，实施例10(简称1Ge-0.5Al-3Y，代表0.5wt％Al2O3掺杂1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料)，与1Ge-3Y相比，1Ge-0.1Al-3Y、1Ge-0.25Al-3Y和1Ge-0.5Al-3Y的三点弯曲强度变化趋势是先增加后减少，其中，1Ge-0.25Al-3Y的三点弯曲强度高达898.03±92.98MPa，甚至高于氧化锆(815.48±48.72MPa)。氧化铝的加入提高了1Ge-3Y的断裂韧性，其中，0.25wt％氧化铝掺杂1Ge-3Y的断裂韧性值高达4.68MPa·m1/2，基本与氧化锆的断裂韧性值相当，能够满足临床使用。
抗低温时效性能由图1、图2和图3所示，其中，图1、图2和图3中空白对照例(简称3Y-TZP或TZ-3Y)，对照例(简称1Ge-3Y)，实施例8(简称1Ge-0.1Al-3Y)，实施例9(简称1Ge-0.25Al-3Y，代表0.25wt％Al2O3掺杂1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料)，实施例10(简称1Ge-0.5Al-3Y，代表0.5wt％Al2O3掺杂1mol％GeO2稳定氧化锆陶瓷材料),图1与图2中的横坐标为x射线的入射角度的两倍，纵坐标为衍射后的强度，图3中的横坐标为老化时间，纵坐标为单斜相含量，由图1、图2和图3可知，1Ge-0.1Al-3Y、1Ge-0.25Al-3Y和1Ge-0.5Al-3Y在1450℃高温烧结后，均呈四方相，在水热处理不同时间后，单斜相含量逐渐增多，其中，在老化30h后，1Ge-0.25Al-3Y的单斜相含量最少，因此，1Ge-0.25Al-3Y抗低温时效性能最佳。
综上所述，本发明氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的优势在于：结合了氧化锗优异的抗低温时效性能，采用氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆陶瓷材料以突破现有四价氧化物机械性能较低的情况，不仅提高了氧化锗稳定氧化锆陶瓷材料的抗低温时效性能，还改善了材料的机械性能，有利于延长氧化锆陶瓷材料的临床使用年限。
以上技术特征构成了本发明的实施例，其具有较强的适应性和实施效果，可根据实际需要增减非必要的技术特征，来满足不同情况的需求。
表1
Figure BDA0003139605160000081
注：表格内的数值表示平均值±标准差，所有样本均与对照例1进行比较，**表示P<0.01，***表示P<0.001。

Claims (9)

1.一种氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于按下述方法得到：第一步，湿法球磨：向氧化锆中掺杂摩尔百分比为1.0mol％氧化锗进行混合得到混合粉料一，再向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.1wt％至0.5wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二，将质量比为4:3:3的混合粉料二、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向经过一次过筛后的粉料中加入聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料。
2.根据权利要求1所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第一步中，向混合粉料一中掺杂重量百分比为0.25wt％氧化铝进行混合后，得到混合粉料二。
3.根据权利要求1或2所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第一步中，研磨珠为1:1混合的直径为5mm和1mm氧化锆球磨珠，球磨速度为20Hz/min，球磨时间为24h，过滤采用80目不锈钢筛网过滤，干燥时间为24h。
4.根据权利要求1或2所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第二步中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物；或/和，第二步中，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛。
5.根据权利要求3所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第二步中，一次研磨时间为每份20g块状粉体研磨15min，一次过筛为过60目不锈钢筛，得到筛下物；二次研磨时间为每份10g研磨20min，二次过筛为过100目不锈钢筛，得到筛下物；或/和，第二步中，向每克经过一次过筛后的粉料中加入30微升的质量浓度为5％的聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛。
6.根据权利要求1或2或5所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min；或/和，第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
7.根据权利要求3所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min；或/和，第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
8.根据权利要求4所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料，其特征在于第三步中，干压成型的压力为25MPa，加压时间为90s，冷等静压的压力为250MPa，保压时间为2min；或/和，第四步中，烧结程序:首先，以3℃/min的升温速率升温至600℃，保温60min排胶，然后，以3℃/min的升温速率由600℃升温至1450℃，保温120min，最后，以降温速率为10℃/h进行降温。
9.一种根据权利要求2至8中任意一项所述的氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料的制备方法，其特征在于按下述方法进行：第一步，湿法球磨：将氧化铝、氧化锗和氧化锆按比例混合后，得到混合粉料，将质量比为4:3:3的混合粉料、研磨珠和无水乙醇在行星球磨仪中进行球磨，然后，经过过滤和干燥后，得到块状粉料；第二步，造粒：将块状粉料进行一次研磨和一次过筛后，向经过一次过筛后的粉料中加入聚乙烯醇水溶液进行二次研磨和二次过筛；第三步，干压成型和冷等静压：将经过二次过筛后的粉料依次经过干压成型和冷等静压后，得到陶瓷生坯；第四步，烧结：将陶瓷生坯经过烧结后，得到氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料。
CN202110732490.4A 2021-06-29 2021-06-29 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法 Pending CN113429202A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110732490.4A CN113429202A (zh) 2021-06-29 2021-06-29 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110732490.4A CN113429202A (zh) 2021-06-29 2021-06-29 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN113429202A true CN113429202A (zh) 2021-09-24

Family

ID=77757905

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110732490.4A Pending CN113429202A (zh) 2021-06-29 2021-06-29 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113429202A (zh)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR950026845A (ko) * 1994-03-15 1995-10-16 김은영 고인성.내저온열화 정방정 지르코니아 복합체의 제조방법
EP1359882A1 (de) * 2001-02-14 2003-11-12 3M Espe Ag Verfahren zur herstellung von zahnersatz
CN1608036A (zh) * 2001-08-02 2005-04-20 3M创新有限公司 Al2O3－Y2O3－ZrO2/HfO2材料及其制备和使用方法
JP2006240928A (ja) * 2005-03-04 2006-09-14 Tosoh Corp ジルコニア微粉末及びその製造方法
JP2007332026A (ja) * 2007-08-27 2007-12-27 Tosoh Corp ジルコニア焼結体
JP2008024555A (ja) * 2006-07-21 2008-02-07 Tosoh Corp ジルコニア微粉末及びその製造方法並びにその用途
JP2010105884A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Tosoh Corp 高靭性で透光性のアルミナ焼結体及びその製造方法並びに用途
EP3238655A1 (en) * 2016-04-28 2017-11-01 3M Innovative Properties Company A method of making a dental restoration

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR950026845A (ko) * 1994-03-15 1995-10-16 김은영 고인성.내저온열화 정방정 지르코니아 복합체의 제조방법
EP1359882A1 (de) * 2001-02-14 2003-11-12 3M Espe Ag Verfahren zur herstellung von zahnersatz
JP2004527280A (ja) * 2001-02-14 2004-09-09 スリーエム エスペ アーゲー 歯科補綴物作成方法
EP1800646A1 (de) * 2001-02-14 2007-06-27 3M Espe AG Verfahren zur Herstellung von Zahnersatz
CN1608036A (zh) * 2001-08-02 2005-04-20 3M创新有限公司 Al2O3－Y2O3－ZrO2/HfO2材料及其制备和使用方法
JP2006240928A (ja) * 2005-03-04 2006-09-14 Tosoh Corp ジルコニア微粉末及びその製造方法
JP2008024555A (ja) * 2006-07-21 2008-02-07 Tosoh Corp ジルコニア微粉末及びその製造方法並びにその用途
JP2007332026A (ja) * 2007-08-27 2007-12-27 Tosoh Corp ジルコニア焼結体
JP2010105884A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Tosoh Corp 高靭性で透光性のアルミナ焼結体及びその製造方法並びに用途
EP3238655A1 (en) * 2016-04-28 2017-11-01 3M Innovative Properties Company A method of making a dental restoration

Non-Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
H.YOSHIDA等: ""High temperature plastic flow and grain boundary chemistry in oxide ceramics"", 《JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE》, vol. 40, 30 June 2005 (2005-06-30), pages 3129 - 3135, XP019210398, DOI: 10.1007/s10853-005-2674-4 *
HIDEHIRO YOSHIDA等: "doping amount and temperature dependence of superplastic flow in tetragonal zro2 ploycrystal doped with tio2 and/or geo2", 《ACTA MATERIALIA》, vol. 57, 5 April 2009 (2009-04-05), pages 3029 - 3038 *
LUBICA HALLMANN等: "effect of dopants and sintering temperature on microstructure and low temperature degradation of dental Y-TZP-Zirconia", 《JOURNAL OF THE EUROPEAN CERAMIC SOCIETY》, vol. 32, 19 August 2012 (2012-08-19), pages 4091 - 4104 *
PHILIPP KOHORST等: "low-temperature degradation of different zirconia ceramics for dental applications", 《ACTA BIOMATERIALS》, vol. 8, 30 November 2011 (2011-11-30), pages 1213 - 1220 *
曾令可 等, 华南理工大学出版社, pages: 163 *
浩志超等: ""牙科用氧化锆陶瓷的低温时效及其影响因素"", 《国际口腔医学杂志》, vol. 39, no. 4, 31 July 2012 (2012-07-31), pages 494 - 497 *

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Fan et al. Effect of sintering temperature on microstructure and mechanical properties of zirconia-toughened alumina machinable dental ceramics
Papanagiotou et al. In vitro evaluation of low-temperature aging effects and finishing procedures on the flexural strength and structural stability of Y-TZP dental ceramics
Ragurajan et al. Advanced 3Y-TZP bioceramic doped with Al2O3 and MnO2 particles potentially for biomedical applications: study on mechanical and degradation properties
CA2865472C (en) Shaped sintered ceramic bodies composed of y2o3-stabilized zirconium oxide and process for producing a shaped sintered ceramic body composed of y2o3-stabilized zirconium oxide
EP0151335B2 (en) Zirconia Porcelain and method of manufacturing the same
RU2662486C2 (ru) Однофазные и многофазные материалы на основе оксида циркония
Wu et al. Grain size dependence of wear in ceramics
Apel et al. Introduction to a tough, strong and stable Ce-TZP/MgAl2O4 composite for biomedical applications
Vatali et al. Effect of heat treatment and in vitro aging on the microstructure and mechanical properties of cold isostatic-pressed zirconia ceramics for dental restorations
Miranda-Martinez et al. Grain size effects on the wet erosive wear of high-purity polycrystalline alumina
CN108793976A (zh) 一种微晶耐磨陶瓷研磨体及其制备方法与应用
Boyraz et al. Investigation of wear properties of mullite and aluminium titanate added porcelain ceramics
Cadore-Rodrigues et al. Air-abrasion using new silica-alumina powders containing different silica concentrations: effect on the microstructural characteristics and fatigue behavior of a Y-TZP ceramic
Catramby et al. Effect of sintering process on microstructure, 4-point flexural strength, and grain size of yttria-stabilized tetragonal zirconia polycrystal for use in monolithic dental restorations
Pyda et al. CaO-containing tetragonal ZrO2 polycrystals (Ca-TZP)
Kishino et al. Mechanical properties of sinter-forged Al 2 O 3-ZrO 2 ceramics
CN109942316A (zh) 一种增强二氧化锆表面遮色瓷抗剪切强度的涂层方法
CN113429202A (zh) 氧化铝氧化锗共掺杂氧化锆复合材料及其制备方法
CN113387698A (zh) 氧化锗掺杂氧化锆陶瓷材料及其制备方法
CN1249287A (zh) 一种陶瓷块规材料及其制作工艺
JP2004075425A (ja) 部分安定化ジルコニア焼結体
Zhou et al. Effects of BN content on the mechanical properties of nanocrystalline 3Y-TZP/Al 2 O 3/BN dental ceramics
JP2517253B2 (ja) 高強度ジルコニア系焼結体の製造法
JP3078430B2 (ja) 高強度アルミナ質焼結体
Golieskardi et al. The effect of aluminum oxide (Al2O3) and cerium oxide (CeO2) on the structural and mechanical properties of yttria Tetragonal Zirconia Polycrystal (Y-TZP)

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20210924