功能材料论文Ce1xPrxO2颜料.docx
- 文档编号:13905521
- 上传时间:2023-06-19
- 格式:DOCX
- 页数:19
- 大小:396.51KB
功能材料论文Ce1xPrxO2颜料.docx
《功能材料论文Ce1xPrxO2颜料.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《功能材料论文Ce1xPrxO2颜料.docx(19页珍藏版)》请在冰点文库上搜索。
功能材料论文Ce1xPrxO2颜料
Ce1-xPrxO2纳米晶粉体的制备及其结构与性能的研究
1引言
随着科学技术的发展,陶瓷颜料的种类与制备工艺有了新的突破,Ce1-xPrxO2是红色陶瓷颜料的新品种,与传统的红色颜料相比,其具有耐高温、低毒性、呈色范围广的特点,是有毒红色陶瓷颜料的良好替代产品。
低温燃烧合成(Low-TemperatureCombustionSynthesis,简称LCS)、水热合成(HydrothermalSynthesis)、微乳液合成(MicroemulsionSynthesis)及化学共沉淀合成(ChemicalCo-precipitationSynthesis)等技术是陶瓷颜料合成的新工艺。
利用这些新工艺所合成的Ce1-xPrxO2红色陶瓷颜料具有纳米晶微粒。
此项技术为陶瓷制品计算机非接触式装饰(喷墨打印装饰)的核心材料即纳米陶瓷颜料的制备提供了理论依据。
2Ce1-xPrxO2红色陶瓷颜料的呈色机理与晶粒生长机理
2.1稀土元素的呈色机理
稀土元素的电子构型通式为:
4f0~145s25p25d0~16s2。
由于稀土元素独特的原子结构,电子层中有一层没有充满电子的4f电子层。
这个不饱和电子层的存在,当受到不同波长光照射时,f轨道在配位场作用下,发生分裂。
F轨道中的未成对单电子在吸收了200~1000nm范围的部分光波后,就可以从低能量的f轨道向高能量的f轨道跃迁,称为f-f跃迁。
4f电子层表现出对光的选择性吸收和反射,或者吸收一种波长的光后,又放出另一种波长的光,从而呈现出各种各样的颜色。
这些稀土金属离子显色的本质是f轨道的单电子产生f-f跃迁的能量差在可见光范围内,因此,能产生选择性吸收而呈色。
另外,由于金属离子与配位体之间的电荷跃迁也会使稀土金属离子呈色。
由于这些特性,可以利用稀土元素及其化合物作为原料来制造各种陶瓷颜料,且制成的陶瓷颜料比其它无机颜料的颜色更柔和、纯正、色饱和度及明度更好。
2.2CeO2的晶体结构
CeO2晶胞中的Ce4+按面心立方点阵排列,O2-占据所有的四面体位置,每个Ce4+被8个O2-包围,而每个O2-则与4个Ce4+配位。
这样的结构中有许多八面体空位,即使从晶格上失去相当数量的氧,形成大量氧空位之后,CeO2仍能保持萤石型晶体结构。
晶格常数:
a=0.541134nm。
图1CeO2晶格结构
2.3Ce1-xPrxO2纳米晶粉体的呈色机理
Ce1-xPrxO2粉体在三效催化剂、固体电解质、化学机械抛光、光催化材料以及陶瓷颜料等方面有着很大的应用潜力。
这主要是由于Ce1-xPrxO2单相复合氧化物的形成导致了晶格畸变和氧空位的产生,进而在性质上发生很大的变化。
纯CeO2粉体为淡黄色,而Ce1-xPrxO2的呈色范围可以从浅红色→棕红→深红色直到红黑色。
颜色随Pr的掺杂量的变化而变化,并随合成工艺的改变而改变。
Pr主要是以Pr3+的形式存在于Ce1-xPrxO2固溶体中,未发现Pr4+和Ce3+。
其呈色机理是因为Pr的掺杂,Pr3+置换了CeO2晶体中的Ce4+,形成固溶体;同时产生了氧离子空位,使晶格发生畸变,自由电子陷落在氧离子空位中而形成缺陷,即形成氧离子空位的F-色心缺陷,导致其吸收波长小于600nm左右的可见光,从而呈现红色色调。
Raman光谱的结果表明:
固溶体中氧空位的浓度随Pr含量的增加而依次增大,同时红度值a*也随着氧空位的浓度的增加而依次增大。
红色陶瓷颜料的发展在陶瓷行业中一直备受关注。
因为在高温下绝大多数红色颜料的呈色性能都不理想。
目前能够用于陶瓷中的红色颜料,如:
锆铁红和镉硒红。
锆铁红在高温下呈色不够鲜艳。
镉硒红是一种有毒颜料,在超过900°C时,即发生高温分解,不能呈现出红色。
近期研究表明:
Ce1-xPrxO2稀土颜料可以替代传统有毒红色颜料。
它是最近几年才发展起来的一种新型稀土无机颜料,具有耐腐蚀性、高温稳定性好、低毒性和无放射性等优点,因此是红色有毒颜料的良好替代品。
它以CeO2为基体,掺杂Pr元素,形成萤石型固溶体,根据Pr掺杂量的不同,可以呈现出从粉红到红色直至棕红这一系列红色。
此外,稀土陶瓷颜料,能使瓷釉性能得到改善,如增加外观滋润感、光洁度及抗蚀性等。
我国有着丰富的稀土资源,将为生产稀土陶瓷颜料提供廉价的原料,并为促进陶瓷颜料新产品的推出,提高出口的竞争力提供物质基础。
2.4Ce1-xPrxO2粉体晶粒生长机理分析
晶体生长是一种复杂的相变过程,迄今为止,人们尚难以为实际晶体生长过程提供一个完备的理论。
1878年,J.W.Gibbs首先指出了完整晶体生长不是一个连续过程,当原子铺满一层后,需克服一个势垒,新的一层才能继续生长。
20世纪20年代,Kossel和Stranski提出完整晶体生长的二维成核微观理论;40年代,F.C.Frank提出了螺位错生长机制,后来经Burton等人加以总结,发展为BCF理论。
80年代以来,我国科学家闵乃本等发展了晶体的缺陷生长机制。
目前晶体生长机理有以下几种解释:
连续长大机理、二维成核生长机理、位错生长机理、层错生长机理、孪晶生长机理、重入角生长和粗糙面生长的协同机制及三维成核生长机理。
二维成核生长这种长大方式其界面结构为小晶面的光滑平面。
这类界面的长大,首先要求在光滑的界面上产生二维晶核,从液相中扩散来的分子沉积在二维晶核提供的台阶的边缘,晶体进一步长大时,还需要再产生新的二维晶核。
50年代时,Burton,Cabrera,Frank(BCF)对二维成核控制机理作了如下阐述:
形成一个超过临界半径的晶核需要大的活化能,所以在低过饱和度时,通过二维晶核生长不大可能,而只有在高纯体系和专门控制的条件下才有可能实现。
70年代,Brice认为:
对于光滑界面,对应得是二维成核生长机理,生长速率与驱动力之间为指数函数关系。
到了90年代,Mallink等人利用原子力显微镜,研究了30多种果浆蛋白质等。
结果表明,无论是在低或高过饱和度的条件下,都没有观察到位错,而二维成核是普遍的。
晶体的位错生长也是比较常见的。
位错分为螺型位错、刃位错及混合位错,对不同类型位错所引起的点阵面的畸变以及在表面露头处邻近的原子组态进行分析,发现在实际晶体中,若表面与位错线相交,且不处于以位错的伯格斯矢量为轴的晶带中,则位错在该表面的露头处将存在永不消失的台阶,而不管位错线的取向如何,即不论是螺型位错、刃型位错,还是混合型位错。
除了位错之外,层错也是一种常见的缺陷,它是一种面缺陷,在密堆积结构中,正常堆积次序发生破坏的区域称为层错。
层错实一种面缺陷,在面心立方(fcc)结构中经常观察到层错。
闵乃本等在实际考察面心立方晶体的层错结构后,提出了亚台阶概念和层错生长机理。
在层错过程中,原子面位移距离不同,可产生不同类型的台阶。
高度等于面间距的台阶称为全台阶,高度小于面间距的台阶称为亚台阶。
这两类台阶都可成为晶体生长永不消失的台阶源。
在晶体生长中,亚台阶处是优势生长位置。
在任何过饱和度下,层错生长机制总是优于二维成核机制,在低过饱和度时,单核层错机制优先,在高过饱和度时,多核层错机制占优势。
图2Ce1-xPrxO2微晶的TEM照片(a)(b):
水热处理;(c)(d):
水热处理并加煅烧
从图(a)(b)中可以看出,水热处理过的样品较薄,呈现片状形貌,晶粒尺寸为约10nm左右。
从(c)(d)图中可以看出,煅烧后的晶粒发育更完善,质点层间距离大约为0.28nm。
图(c)中晶体有典型的刃位错产生,图(d)晶体中质点的排列尤为明显,各层平行排列,但一部分层发生变化,并不遵守平行的排列方式。
从图(d)中的深色阴影部分可以看到颗粒溶解和重新沉淀排列的边沿。
可以推测:
该晶粒生长的是“二维成核生长”和“位错生长”的混合生长机理。
样品的XRD图中(111)晶面衍射峰最尖锐,是结晶优先取向的晶面,图(c)、(d)中的晶粒平行层面为生长力最强的(111)层,从图(c)和(d)中可以找见三角形和六边形的颗粒,这是沿(111)晶面发育的明显特征。
图3Ce1-xPrxO2微晶表面的AFM图
图3为样品水热处理后的原子力显微镜图片。
从图中也可以看到样品的立体层状结构非常明显,各层平行延伸,突然产生了畸变,各平行层发生错位,产生层错,层错的产生使各层间有台阶出现,可成为晶体生长永不消失的台阶源,晶体围绕台阶源生长,台阶源附近晶体生长强烈,生长的厚度更大。
Ce1-xPrxO2为面心立方结构,面心立方结构晶体产生层错的机率非常大,我们认为该晶体中有层错产生。
从图中也可以看出,大量位错的出现为晶体的生长提供了进一步的生长源。
从以上分析中,我们认为,Ce1-xPrxO2晶体生长机理为:
随温度升高,小的颗粒在接触点处溶解,固液相面向固相推移,结晶质点从溶液到达晶体表面上做横向移动,并沿(111)面形成一个吸附层,质点沉积在吸附层上,形成层状结构,晶体进一步长大时产生了层的错位;某些层面不再平行于(111)面生长,在实际晶体生长中,晶体总不是完美无缺的。
晶体长大过程中层错周围还出现大量刃型位错,位错处存在永不消失的台阶,台阶将缠绕位错线长大,所以晶体长大可以连续不断的进行,位错加快了晶体的生长。
3Ce1-xPrxO2的低温燃烧-水热合成的影响因素
采用Ce(NO3)3·6H2O(分析纯)和Pr6O11(工业级)为主要原料,按化学计量比称量后加入燃烧剂,用液相介质均匀混合。
混合物装入容器内再放入电炉中,迅速升温至反应物着火温度,使其发生低温燃烧反应。
待反应完全后即得所要合成的Ce1-xPrxO2颜料粉体。
其工艺流程图见图4。
图4LCS制备Ce1-xPrxO2红色陶瓷颜料的低温燃烧工艺流程图
3.1燃烧剂的选择
图5不同燃烧剂所制备的Ce1-xPrxO2颜料的色度
从图5中所得结果可知:
以H3COONH4、C6H8O7作为燃烧剂所制备的Ce1-xPrxO2粉体红度值a*较高,故应选择CH3COONH4、C6H8O7作为燃烧剂进行燃烧反应。
3.2Pr的掺杂量
图6LCS制备的Ce0.5Pr0.5O2样品与CeO2的XRD图
由Ce0.5Pr0.5O2颜料的XRD图与未掺杂Pr的CeO2XRD图对比分析可知(见图6),二者均为萤石型结构。
但Ce0.5Pr0.5O2样品出现了明显的峰的宽化现象,说明晶粒粒度减小(在纳米尺寸范围内)。
根据Jorgensen和Rittershaus[16]所提出的理论:
Pr掺杂的CeO2颜料呈红色是由于电子从向心配位轨道跃迁至镨离子中所致。
Koelling[17]提出CeO2和PrO2的能带结构模型表明,电子能谱升高是由于电子从向心配合轨道跃迁到Pr4+的4f1轨道,并随Pr掺杂量的增加电子能谱的倾斜度降低。
颜料对光吸收波长受Pr掺杂量,即x值影响关系密切。
图7为取不同x值时颜料的CIE色度系统中的红度值a*的变化情况。
随着x的增加,a*值先增加,在x=0.05时a*有极大值点,随后a*值随x的增加而减小,当x在0.35~0.50范围内,a*值基本不变化,说明在此范围Pr掺杂量对a*值影响已经不明显。
我们分析原因可能与镨离子进入CeO2晶格中的量有关。
在x=0.05附近,Ce1-xPrxO2固溶体的固溶度达到一个特定值,此时呈现出的红色较为理想。
当x<0.35时,明度值L*随x的增大而减小,故所合成的Ce1-xPrxO2颜料的颜色也随x值增加而变暗。
当x在0.35~0.5范围内,明度值L*基本无变化,如图8所示。
图7红度值a*与Pr的摩尔百分含量的关系图
随着x值的增加,颜料颜色由粉红变为红色,当x=0.50,即Ce/Pr物质的量之比为1:
1时,颜色变为红棕色。
可见,x值不同,燃烧合成的Ce1-xPrxO2颜料颜色有较大变化,说明Pr掺杂量对该颜料呈色影响较大。
这主要与Pr在CeO2晶体中的固溶量有关。
图8明度值L*与Pr的摩尔百分含量的关系
表1LCS制备的不同Pr掺杂量的Ce1-xPrxO2颜料的主波长
X(Pr摩尔百分含量)
主波长(nm)
0.01
589
0.05
592.5
0.10
593.5
0.15
594
0.20
595
0.25
594.2
0.30
594.5
0.35
591
0.40
589.2
0.45
590.7
0.50
591.5
3.3Ce1-xPrxO2粉体低温燃烧后的水热处理
Ce1-xPrxO2样品在pH值=11(以NH3·H2O调节pH值),温度为220°C的条件下以水为介质水热处理10h,填充比为50%。
得到水热处理后的样品。
图9为燃烧后的样品与经水热处理后的样品的XRD分析,通过XRD分析可知,低温燃烧合成的Ce1-xPrxO2红色稀土颜料粉体与经水热处理后的颜料粉体组成均为单一的CeO2相,萤石型结构。
由于Pr的掺杂并未引起其它新相的生成,说明Pr进入CeO2晶格,形成Ce1-xPrxO2固溶体。
从图9可以看出:
水热处理后样品的衍射峰明显强度增加,说明LCS所制得Ce1-xPrxO2粉体在水热环境下晶体结构得到了充分的调整,变得更加完整。
色度的测量结果也证实了这一点。
图9未水热处理的粉体
(1)与水热处理后的样品
(2)的XRD图
图10为前驱物燃烧反应后的SEM图。
采用低温燃烧合成Ce1-xPrxO2红色稀土颜料是一种以有机物为燃烧剂的瞬间反应过程。
燃烧剂本身不参加反应,但在加热到250℃左右时分解出大量的气体,这些气体在较低的温度下就可发生自燃,从而将反应温度提高到1000℃以上,使得反应可以在瞬间完成,产生单一相的Ce1-xPrxO2固溶体。
经低温燃烧反应后,粉体呈现泡沫状,疏松多空的形貌特征。
低温燃烧反应过程中,气体的排出带走了反应体系中大量的热,从而获得疏松的泡沫状的燃烧产物,提高了产物的比表面积,因而保证了体系能够获得晶粒细小的Ce1-xPrxO2粉体。
图11为Ce1-xPrxO2粉体水热处理后的TEM图。
水热处理后,克服了低温燃烧瞬间合成产物而带来的颜料粉体晶粒团聚和晶体发育不完善的现象,Ce1-xPrxO2粉体的晶体发育更为完善,粉体晶粒尺寸也更均匀,减少了粉体的团聚,使得颜料粉体的呈色性能有所提高(见表2)。
水热处理后并未出现杂质相,仍可获得纯Ce1-xPrxO2。
图10低温燃烧后Ce1-xPrxO2粉体SEM图
图11水热处理后Ce1-xPrxO2粉体TEM图
表2Ce1-xPrxO2的CIEL*a*b*色度值
样品
L*
a*
b*
未经水热处理的样品1
57.64
21.38
21.56
水热处理后的样品2
59.37
24.28
22.15
水热处理后的颜料粉体颜色较低温燃烧合成的颜料粉体颜色有明显改善,是由于其晶体结构趋于完整、缺陷减少的缘故。
4Ce1-xPrxO2红色陶瓷颜料的优势
4.1Ce1-xPrxO2的低毒性
随着人们的环保意识不断提高,对化学产品的安全性、环境友好性的要求越来越高,绿色化学――这一名词也随之提出。
绿色环保的化工产品对我们的身体健康与环境保护都十分重要。
从稀土元素的名称,可能给人们的感觉是该种类的元素比较稀有。
实际上,它的储量比一些我们通常所认为常见的元素更为丰富,如:
铈比铅、钴这些元素储量丰富很多。
近年来,由于稀土元素的低毒性,工业上利用稀土元素的发展速度非常快。
陶瓷行业是主要的应用领域,陶瓷行业每年消耗的稀土元素占世界产量的31%。
该行业中陶瓷颜料对无毒性或低毒性的要求越来越高。
与传统红色陶瓷颜料,如:
锆铁红、镉硒红等相比,Ce1-xPrxO2红色稀土陶瓷颜料具有耐高温、低毒性、呈色范围广的特点,是有毒红色陶瓷颜料的良好替代产品。
4.2Ce1-xPrxO2无放射性
放射性是原子自发地放射出各种射线的现象。
天然放射性是指自然界存在的放射性元素或核素所具有的放射性。
它是化学元素的许多同位素普遍呈现出来的核性质。
人们对不稳定的核素,习惯地称为放射性同位素。
具有放射性的元素称为放射性元素,它具有α、β、γ等不同的衰变形式。
自然界中,原子序数Z大于83(Bi)的元素都是放射性元素。
它们从属于三条连续发生的衰变链,其中每一条衰变链上的各个成员组成一个放射系。
这三个天然放射系为铀系、钍系和锕铀系。
天然放射性元素指在自然界中存在的放射性元素,如Po、At、Rn、Ra、Fr、Ac、Th、Pu、U,它们的同位素都具有放射性。
除了U、Th具有长寿命的同位素并在自然界中长期存在外,还存在其它的天然放射性同位素,如表3所示。
稀土元素属于“非放射性物质”,但其中少数一些重稀土元素,如:
Ln、Gd含有天然放射性核素,属于低毒物质。
本颜料所选Pr、Ce稀土元素的原子序数Z分别为58和59,其天然同位素的相对丰度,见表4。
由表4可见,Pr、Ce稀土元素本身不具有天然放射性,Ce的同位素141Ce属于弱放射性核素。
表3三个放射系以外的天然放射性物质[240]
放射性物质①
CAS登录号
衰变类型
半衰期,a
同位素丰度,%
稳定的衰变产物
40K②
[13966-00-2]
β-,EC,β+
1.28×109
0.0117
40Ca,40Ar
87Rb
[13982-13-3]
β-
4.8×1010
27.83
87Sr
113Cd
[25284-77-9]
β-
9×1015
12.2
113In
115In
[14191-71-0]
β-
4.4×1014
95.7
115Sn
138La
[15816-87-2]
EC,β-
1.1×1011
0.089
138Ba,138Ce
144Nd
[14834-76-5]
α
2.1×1015
23.8
140Ce
147Sm
[14392-33-7]
α
1.06×1011
15.1
143Nd
148Sm
[14913-64-5]
α
7×1015
11.3
144Nd
152Gd
[14867-54-0]
α
1.1×1014
0.20
148Sm
176Lu
[14452-47-2]
β-
3.6×1010
2.61
176Hf
174Hf
[14922-49-7]
α
2.0×1015
0.16
170Yb
187Re
[14391-29-8]
β-
4.6×1010
62.60
187Os
190Pt
[15735-68-9]
α
6×1011
0.013
186Os
①有证据指出,50V(t1/2=1.3×1017a)、123Te(t1/2=1.3×1013a)和165Dy(t1/2﹥1×1018a)是天然放射性核素。
②自然界中只发现40K有分支比很小(0.001%)的正电子衰变。
表4Pr、Ce稀土元素天然同位素的相对丰度
核素
元素原子量
天然丰度①,%
Ce
140
88.43
Pr
141
100
注:
①天然丰度指稳定核素占地壳中赋存的天然元素的“原子百分数”。
4.3LCS工艺节约能耗与时间
低温燃烧合成(LCS)技术与传统的制备陶瓷颜料的方法——固相烧结法相比,其主要特点是反应速度快(通常在几分钟甚至几十秒内);反应所需的着火温度低(本实验在250℃左右);设备简单,无需特殊设备。
表5列出了LCS与传统固相烧结法的对比。
可见,LCS大大降低了制备陶瓷颜料的时间与能耗,从而提高了效率,节约了成本。
表5低温燃烧合成(LCS)与传统固相烧结法对比
传统固相烧结法
低温燃烧合成(LCS)
合成时间
几小时甚至几十小时
几分钟甚至几十秒
环境所提供温度(着火温度)
1000℃以上
250℃左右
反应最高温度
1200℃~1350℃
1000℃~1400℃
所合成颜料的晶粒尺寸
所合成颜料的比表面积
微米级
纳米级
低
高
能耗
高
低
5Ce1-xPrxO2红色陶瓷颜料的研究现状
单组分CeO2和Pr6O11都是面心立方结构。
Cel-xPrxO2固溶体的结构与其单组分成分相同,均属于面心立方结构,但其晶胞参数不同。
根据资料显示,Cel-xPrxO2固溶体的晶胞参数与Pr的掺杂量有关,随Pr含量的增大,Cel-xPrxO2固溶体的晶胞参数一致减小,基本呈线性关系。
根据Vegard定律,二元系统中等价置换固溶体的晶胞参数和外加溶质的浓度成线性关系。
M.Rajendran等人的研究结构表明,在Cel-xPrxO2系统中这种线性关系为:
ax=-0.0193x+0.5411nm,证明了此系统适合Vegard定律。
欧美一些学者对Cel-xPrxO2系统颜料的研究始于上世纪末本世纪初。
1998年,PetraŠulcová,MiroslavTrojan在1300°C下将CeO2、Pr2O3和NaCl的混合物煅烧形成玫瑰红颜料,使用时加入20%由SiO2、Al2O3、TiO2、ZrSiO4构成的添加剂,进行坯体试验后的烧成品表现出较为美观的红色色调。
STAruna,SGhosh,KCPatil等人采用低温燃烧技术,以Ce(NO3)3·6H2O和Pr6O11为主要原料合成镨铈红颜料,采用Ce1-xPrx(N2H3COO)3·3H2O为前驱体热分解合成了镨铈红颜料。
合成出的镨铈红颜料粉体具有大的比表面积、纳米级的晶粒尺寸、优良的高温稳定性。
随Pr掺杂量的增加,颜料比表面积逐渐降低,颜色由砖红色变为棕红色。
掺杂量为50%时,颜料呈现深棕色。
NahumMasó等人研究了固相反应制备镨铈红颜料的最佳合成温度及它在釉中的稳定性和着色力。
研究表明,在1200℃和1300℃煅烧合成的Cel-xPrxO2颜料在透明釉与乳浊釉中均是不稳定的,而在1400℃和1500℃煅烧合成的颜料在釉中则是稳定的。
入釉后,在1500℃煅烧5小时得到Ce0.975Pr0.025O2颜料最接近纯红色。
M.Rajendran等人采用燃烧合成镨铈红颜料,研究发现在x≤0.7时,Cel-xPrxO2颜料系统为均质、单一的萤石型固溶体。
TCRojas,MOcana两人采用共沉淀法合成了CexPrl-xO2红色颜料,对固溶体中Ce、Pr离子的价态测定。
FBondioli,TManfredini等人采用微波辅助法合成了CexPrl-xO2红色颜料,其粒径分布窄(70~100nm),颗粒均匀,晶粒发育较好,且具有良好的呈色性能。
SulcovaP,TrojanM等人也系统的研究了CexPrl-xO2红色颜料系统的合成、结构性能及其它镧系元素对其呈色性能的影响。
Petraulcov用其它的镧系元素氧化物与Pr6O11、CeO2共同在1350℃煅烧1小时,得到Ce1-(x+y)PrxLnyO2-y/2(Ln=La,Nd,Sm,Gd,Eu,Er,Tb)颜料,并对这些颜料进行入釉实验,测定其CIEL﹡a﹡b﹡值。
结果表明,这些颜料有优良的热稳定性和着色力,是无毒绿色环保颜料的发展方向。
而在国内对镨铈红颜料的研究正处于起步阶段,很少有这方面的报导。
国外学者在Cel-xPrxO2系统陶瓷颜料的研究中大多采用固相合成法、共沉淀法、水热法、微波辅助加热法和燃烧合成法等。
采用微乳液法合成Cel-xPrxO2陶瓷颜料还未见报道。
这些方法各有优缺点,但是将这些新的合成工艺技术有机地结合,互相取长补短则是一条新的思路。
目前,陶瓷颜料产品需求量很大,尤其是新型的无毒绿色环保型稀土颜料将成为今后陶瓷装饰用不可替代的陶瓷颜料。
计算机喷墨打印陶瓷装饰技术是一种非接触装饰技术,该技术的广泛应用是陶瓷装饰技术的一次革命。
它能够克服传
- 配套讲稿:
如PPT文件的首页显示word图标,表示该PPT已包含配套word讲稿。双击word图标可打开word文档。
- 特殊限制:
部分文档作品中含有的国旗、国徽等图片,仅作为作品整体效果示例展示,禁止商用。设计者仅对作品中独创性部分享有著作权。
- 关 键 词:
- 功能 材料 论文 Ce1xPrxO2 颜料