基于喷射粘结工艺的陶瓷坯体后处理性能调控

曹 澍 何雪明 颉芳霞 俞经虎

1.江南大学机械工程学院，无锡，214122 2.无锡职业技术学院机械技术学院，无锡，214121 3.江苏省食品先进制造技术与装备重点实验室，无锡，214122

0 引言

陶瓷材料质轻、抗腐蚀、耐磨、高温性能好，在航空、汽车、医疗等领域应用广泛[1]。陶瓷难以被切削加工，常基于模具成形工艺制坯，再辅以高温后处理强化完成整个制造过程[2]，工艺成本较高，适用于中大批量生产，难以适应小批量个性化定制的高柔性需求[3]。

增材制造(additive manufacturing ,AM)的“分层制造、顺序堆叠”思路能实现任意形状复杂度的快速成形，在小批量下具有成本优势[4]。目前增材制造正处于“从简单的概念模型、功能性原型制作向功能部件直接制造方向发展”的阶段[5]，陶瓷增材制造往往使用传统工艺中的陶瓷粉末进行成形，需要克服较多工艺问题。目前，粉床熔融和能量直接沉积技术都是基于高能量源工作部件对粉末材料直接进行原位熔融成形，它们已面向金属和聚合物形成了较为完备的商业化解决方案[6]，而陶瓷熔点高、塑性差且多为惰性材料，高能量源只能对特定的陶瓷共熔体系进行直接的熔融成形[7]，陶瓷增材制造领域内使用较多的是间接法。间接法仅对陶瓷成形粉末中的粘结成分进行反应固化或低温加热固化，实现坯体成形，既拓展了材料适用范围，也缓解了热应力引发的材料变形控制[8]，成形后再对坯体进行高温后处理强化。

间接法中的粘结成分具有“造孔”效应，去胶后会在陶瓷组织内形成气孔[9]，粉末间作用力也会制约流动性能，故坯体的相对密度低[10]。等静压烧结可以显著提高此类坯体的结构致密性[11]，但形状复杂的制件包套工艺难度大，会造成制件大幅变形。相比而言，便捷、工艺稳定的常压烧结却往往无法显著提升此类低致密坯体的性能。目前，光固化陶瓷增材制造工艺在光敏树脂中混合高固含量的陶瓷微粒配制浆料，规避了粉末流动性问题，可成形高致密坯体，且陶瓷微颗粒具有高烧结活性，常压烧结可获得相对密度为95%左右的陶瓷制品[12]。该工艺已经形成了商业化解决方案，但浆料制备门槛高，需要严格调控颗粒分散性能、流变学性能和光照透射性能，以保证高固含量条件下浆料的低黏度、高塑性、透光性等，并且性能要在较长的使用周期内保持稳定[13]。相较而言，喷射粘结(binder jet printing,BJP)工艺对铺制好的陶瓷干粉薄层按需沉积喷射液，以粘结方式成形，可有效避免成形过程中的变形，适合制备大尺度陶瓷坯体。BJP工艺使用的喷嘴阵列喷头成形速度高，较高的喷印分辨率可以有效保证成形精度，工艺过程化学挥发少、环境友好。此外，BJP工艺一般混合陶瓷干粉和粘结成分制备成形材料，基体材料适用性广且配制快捷[14]。

目前，BJP工艺陶瓷制备主要借助原本用于石膏模或砂型模的商用成形系统开展研究，转向陶瓷应用时系统工艺参数开放性较差，使成形能力受限，且所使用的专用喷头对喷射液和相配的粉末成形材料有特定要求，材料灵活性不佳。商用BJP系统用于陶瓷坯体成形时，去胶后的陶瓷坯体真实相对密度较低[15]，如3D Systems的设备就在30%左右。为提高坯体相对密度，促进后处理强化，可额外对粉末材料改性。MALEKSAEEDI等[16]将亚微米Al2O3陶瓷颗粒喷雾干燥成聚合型粉末，既利用聚合型粉末来保证铺粉流动性，也可发挥微颗粒的高烧结活性来提升后处理强化效果，最终烧结后制件的相对密度可以提高至85%。TANG等[17]利用高固含量的陶瓷浆料进行湿法铺粉，有效提高了粉床致密性，最终制备了相对密度为56.7%的Al2O3坯体。然而，湿法铺粉过程中需要额外进行烘干，耗时也易引起粉体开裂，且对浆料中陶瓷组分和添加剂的配比要求高[18]。KUNCHALA等[19]在手工铺粉过程中向铺粉层喷射沉积纳米陶瓷颗粒，并辅以机械振动，最终粉体相对密度提高至65.7%，但该方法对喷射稳定性要求高，不适于阵列喷头。

本研究对成形原料无特殊要求，提出一种面向普通市售球形Al2O3粉材的高致密BJP成形方案，基于脲醛树脂(urea formaldehyde, UF)固化原理简化了材料配制过程，优化了粘结强度，减少了粘结剂用量，并采用自开发BJP系统的工艺开放性实现了陶瓷坯体的可控成形以及高致密陶瓷坯体的制备。

1 成形与后处理工艺

1.1 成形材料

UF粉末在水中的常温溶解性好，如图1所示，可在弱酸环境下发生缩聚反应固化成相互交连的网状结构，粘结性能强[20]。本研究配合使用UF粉末粘结剂和弱酸性水基喷射液实现陶瓷坯体成形。弱酸性水溶液配制：互溶如表1所示的溶剂和改性剂，再利用磁力搅拌器进行2 h混合，最后将混合溶液真空消泡制成喷射液待用。进一步测定喷射液的黏度、表面张力以及pH值，验证其可喷性以及对UF缩聚反应的适用性。

图1 UF缩聚固化反应机理Fig.1 Polycondensation of UF resin

表1 弱酸性水基喷射液配方

配制成形粉末时，使用不同平均粒径的球形Al2O3粉末(DCA系列)，利用小颗粒对大颗粒间隙的填充，提升铺粉的致密化效果[21]。如表2所示，本研究制备两种成形粉末材料，它们的陶瓷基体粉末组分配置相同但UF胶粉含量有差异，不同含量的UF可利用“造孔”效应对成形试样坯体的组织结构进行调控，便于研究坯体组织结构对渗透强化过程的影响。配粉时，将各组分原料按比例、分次放入机械式叶片搅拌机进行混合，采用点动驱动模式混合5 min制成成形粉末并自然冷却备用。机械混合操作简便，各组分的分散性稍差，但后续实验可验证该配制方法满足成形强度需求。进一步使用激光粒度仪(Mastersizer 2000)分析成形粉末的粒径分布，用SEM(Nova 630)表征微观形貌。

表2 成形粉末配方(质量分数)

1.2 BJP成形系统

本研究自开发的BJP成形系统包含喷印、铺粉以及载粉平台升降3个功能模块，成形系统组成如图2所示。制备的水基喷射液黏度为1.09 mPa·s、表面张力为61 mN/m，降低了喷头选用门槛。仅采用低成本商用压电喷头(ME series)进行喷射液沉积，降低了系统的开发成本与难度。在喷头控制方面，横向快轴扫描仍然沿用该喷头的商用控制芯片和驱动系统；纵向慢轴步进扫描则通过整形电路和运动控制卡(DMC2410)I/O端口在线监测快轴电机运动信号，判断出快轴两端换向时刻后协同控制慢轴电机实现。该喷头可基于CMYK配色原理设置不同虚拟喷印色彩来驱动不同数量的喷嘴，实现喷射浓度控制。为保证喷射液对铺粉层的浸润和粘结，本研究使用高浓度的暗紫色配色(C80；M100；Y40；K30)。

图2 自开发的BJP成形系统Fig.2 Self-developed BJP system

商用BJP系统一般强调铺粉平整性，而铺粉致密性和其相关的坯体相对密度不是主要技术指标，所以采用传统的逆转辊(counter rolling， CR)铺粉法，即利用一个与铺粉前进方向反向旋转的铺粉导辊推动粉堆进行铺粉。文献[22]通过铺粉机理研究发现，双铺粉(double smoothing，DS)方法较CR法可显著提高铺粉致密性和铺粉表面质量。如图3所示，DS方法每铺制一层粉都需要配合载粉平台的精确运动进行两轮CR铺粉操作，第一轮操作形成较厚(h+ΔH)的铺粉层；第二轮去除很薄的ΔH附加层厚，形成目标厚度为h的铺粉层。自开发BJP系统的载粉平台升降模块中，电机通过蜗轮蜗杆减速器驱动螺母带动丝杠升降，确保了承载的稳定性和层厚的精确控制，可满足DS铺粉法的升降性能需求。

图3 双铺粉方法的铺粉程序Fig.3 Procedures of double-smoothing layering method

1.3 陶瓷坯体的BJP成形

如表3所示，本研究通过分组实验，改变粉末成分、切换铺粉方法以及调节铺粉参数来分析其对陶瓷坯体组织结构以及后处理的调控作用。

表3 成形实验分组

成形后，所有坯体试样均在粉床中静置干燥1.5 h后放入110 ℃的烤箱烘烤30 min进行固化。利用万能力学测试仪(MTS810，MTS Systems)测定固化试样抗弯强度，SEM观测其显微结构。各实验组成形不同标准的测试试样以表征制件性能(图4)。考虑到试样后期会伴随烧结收缩，图示尺寸比标准规定尺寸略大，预留余量用于表面修磨，以适应力学测试需求。

图4 需成形的标准测试试样Fig.4 BJP formed standard test specimens

1.4 陶瓷坯体去胶

为确定坯体内UF胶合适的去胶温度曲线，需对其进行热重分析(TGA)高温分解测试。如图5所示，UF在263～358℃区间失重比例最高(质量分数达61%)；加热至550℃时，UF的残余量较少(质量分数仅为2.2%)。据此设置图6所示的温度曲线，在高挥发区间上限的350℃设置保温时间，确保UF的挥发效率；进一步在高温550℃设置保温时间，以减少残余。

图5 在0～550 ℃加热条件下UF胶的热失重曲线Fig.5 Thermogravimetric analysis for UF (0～550 ℃)

图6 坯体的去胶温度控制曲线Fig.6 Temperature schedule for green part debinding

为保证坯体结构的完整性，去胶过程和烧结过程往往同时进行。本研究为了测定去胶试样的相关特性，需要在去胶后将部分试样取出，观测去胶体组织形貌，对去胶体进行XRD分析，并利用排水法真实测量坯体陶瓷组织的初始相对密度。

1.5 综合化后处理流程

第一步的预烧结将通过高温驱动使坯体陶瓷颗粒粗化迁移形成初步黏连，使预烧结体具有必要的强度来承受后续陶瓷浆料渗透过程中的背压，同时也在坯体内部形成连通的渗透孔道。预烧结能量不宜过大，坯体后续仍需进行终烧结。本研究的预烧结温度曲线见图7，预烧结温度略低于Al2O3的常规烧结温度，为1500 ℃保温1.5 h。对预烧结体利用万能力学测试仪测试抗压强度，以评估渗透压抵御能力；利用SEM观测微观组织形貌以及用排水法确定相对密度。

图7 坯体的预烧结温度控制曲线Fig.7 Temperature schedule for part presintering

第二步利用浆料浸渍对预烧结体填充亚微米陶瓷颗粒来提高致密化程度。本过程需要配制高固含量、低黏度的陶瓷浆料。以聚丙烯酸铵为分散剂，采用平均粒径为250 nm的超精细陶瓷粉末(质量分数99.9%)配制陶瓷浆料。分散剂水解后可在陶瓷微颗粒表面形成表面电荷，通过斥力有效避免颗粒团聚，起到降低黏度的作用[23]。但过量的分散剂反而会使电解质产生离子桥接效应，加剧颗粒间的团聚[24]，研究中采用手工滴定分散剂的方法微调浆料体系性能，逐一比对不同配比下浆料系统pH值并测定浆料黏度，最终适配出浆料a(固含量体积分数为30%、黏度为0.87 Pa·s)和浆料b(固含量体积分数为40%、黏度为1.13 Pa·s)，成分与配比如表4所示。陶瓷浆料使用前需要进行真空消泡处理。

表4 陶瓷浆料的配方(单份)

图8 多级压力渗透装置与渗透流程Fig.8 Multi-level infiltration apparatus and procedures

本研究采用图8所示的自制多级压力渗透装置，渗透过程如下：①在压力罐内的烧杯中加入陶瓷浆料、浸没预烧结试样并密封，启动抽气通路形成罐内负压，排出浆料及试样内部空气；②抽气饱和后，切换开启大气通路，此时在浆料液面以及试样内部形成约0.1 MPa压差促进渗透，此为第一级真空渗透(罐内表压为0)；③为进一步提升渗透效果，切换开启最大工作压力为1 MPa空压机及其增压通路，可在浆料液面和试样体内形成最大为1.1 MPa的压差，压差可以通过减压阀调节，此为多级增压渗透(罐内表压最大为1 MPa);④安全起见，增压渗透结束后必须先开启消音通路释放罐内压力再开盖。渗透实验中，利用两种陶瓷浆料，对各组预烧结试样分别采用0、0.2 MPa、0.5 MPa、0.8 MPa、1 MPa表压进行浸渍渗透(下文背压均指表压)，评价渗透效果并研究渗透机理。利用显微断层扫描(μCT)观察坯体内部的渗透情况，通过称重确定渗透引起的相对密度增量，利用压汞法检测渗透前后坯体的孔隙分布，进一步评价渗透填充特性。

第三步为终烧结，对各实验组渗透体进行充分烧结，强化最终性能。烧结温度设定为1650 ℃，保温时间为2 h，温度曲线见图9。烧结后，利用SEM观测终烧结体的微观组织结构，用万能力学测试仪测定力学性能。

图9 终烧结温度控制曲线Fig.9 Temperature schedule for final sintering

2 结果与分析

2.1 坯体BJP成形性能

图10中两种成形粉末均呈三粒径模态的分布，较大的两组模态的峰值粒径以及面积比例与表2中陶瓷基粉组分的平均粒径和配比基本符合，说明混合基本均匀，且配粉快捷，陶瓷基粉球形形态未造成显著破坏，对粉末流动有利。图10中的成形粉末SEM插图显示，机械混合方式下更小粒径的UF胶粉对Al2O3陶瓷基粉实现了弥散和包覆，但局部不均匀，存在轻微的集聚。喷射液pH值测定为5.1，溶解的UF成分在弱酸性环境下可有效缩聚固化，给陶瓷坯体提供高黏结强度。

图10 成形粉末的微观形貌与粒径分布曲Fig.10 Microscopic morphology and size distribution of the powder material

如图11所示，即使采用仅含7.2%(质量分数)UF粘结成分的粉末A进行成形，陶瓷坯体抗弯强度也在6.84 MPa以上；而采用含14.3%(质量分数)UF粘结成分的粉末B进行成形，坯体抗弯强度最高可达8.21 MPa。成形坯体的组织结构如图12所示，UF粘结成分水溶性好，即使UF含量较少且机械混合分散性欠佳，充分溶解形成的胶溶液可以较好地对陶瓷基粉孔隙进行渗透，确保了粘结的可靠性，对BJP成形具有较好的适用性。相对密度是陶瓷坯体的重要指标，DS铺粉法对各铺粉层两次压制并有效减少所铺制粉床的内部缺陷，相较于CR铺粉法可明显提高坯体相对密度[22]；采用含较少UF粘结成分的成形粉末也可以减少“造孔效应”高坯体致密性，且层厚越小，坯体成形后的相对密度一般也越高[25]。因此，如图11所示，选用成形粉末A、设置铺粉厚度110 μm进行DS铺粉时，成形坯体相对密度最高为43.9%。此外，借助成形材料、铺粉参数和铺粉方法的灵活配置，可在较宽的21.7%～43.9%范围内调控成形坯体的初始相对密度，这为研究不同组织条件的渗透机理与调控后处理强化效果提供了保障。

图11 各实验组条件下成形坯体的相对密度及抗弯强度Fig.11 Green densities and flexural strength of the printed specimens in different experimental groups

图12 成形坯体的微观组织形貌Fig.12 Printed green specimens’ microstructures

2.2 坯体的预烧结与渗透强化过程分析

如图13a所示，去胶后由于粘结成分的挥发，陶瓷颗粒间出现大量气孔，颗粒间连接很差；而如图13b所示，预烧结后陶瓷颗粒间形成了适量的缩颈黏连，赋予了预烧结体一定的强度并且也形成了相互连通的网状渗流通道。图13c的XRD分析结果表明，去胶试样以及预烧结试样的衍射峰与α -Al2O3原料图谱基本匹配、杂峰少，进一步验证了UF粘结成分高温挥发性强，适用于陶瓷间接AM工艺。如图14、图15所示，当坯体初始相对密度由21.7%升高到43.9%，在同样预烧结条件下获得的相对密度增量从0.83%提高到11.04%，预烧结体的抗压强度也从1.6 MPa升高到53.5 MPa。这说明坯体致密化程度越高，内部陶瓷颗粒间的迁移距离越短，越易形成颗粒间的缩颈黏连，促进了强度提升和烧结收缩。根据测得的抗压性能，选取第Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅵ、Ⅷ以及Ⅸ组的预烧结试样开展渗透实验，确保可以抵御渗透背压。这些试样的致密性差异有助于研究不同组织结构的渗透和强化机理。

(a)去胶体微观组织(b)预烧结体微观组织(c)去胶体、预烧结体和Al2O3原粉的XRD测试结果图13 微观组织及XRD测试结果Fig.13 Microstructures and XRD results

图14 坯体在预烧结后的相对密度增量Fig.14 Relative-density increment of specimens after presintering

图15 坯体预烧结后的抗压强度Fig.15 Compressive strength of specimens after presintering

渗透实验发现，各组预烧结体内的孔隙分布普遍呈现双峰特征，而对预烧结体进行渗透后，大于一定孔径的孔隙明显减少。如图16所示，第Ⅵ组试样在1 MPa背压下利用30%(体积分数)浆料进行渗透后，大于1.13μm的孔隙显著减少，而较小尺度的孔隙却增加，这意味着陶瓷浆料对大于一定尺度的孔隙择优渗透。

图16 坯体试样陶瓷浆料渗透前后孔隙尺寸分布对比Fig.16 Distribution of pore sizes before and after infiltration for the specimen

各实验组坯体的渗透情况及其受组织结构的影响如图17所示，第Ⅲ、Ⅳ、Ⅵ、Ⅷ、Ⅸ组预烧结试样的相对密度从31.1%升高至54.9%，它们内部的大孔孔隙率也依次从57.9%降至28.1%，且这些试样在不同背压下渗透的相对密度增量均随渗透前的大孔孔隙率的减小而降低，进一步验证了渗透对大孔隙效果更佳。渗透效应可进一步通过图17中的μCT图片进行分析(图中浅色区域为已渗透的致密区域、深色区域为未渗透的多孔区域，均采用1 MPa背压渗透体积分数为30%的陶瓷浆料)，第Ⅷ、Ⅸ组的高致密成形坯体内部大孔孔隙率低且渗透孔道空间小，浆料受孔道的摩擦阻力以及随渗透不断压缩的孔道气压是阻碍渗透的主导因素，且较多的小孔隙会由于毛细作用吸收浆料水分导致浆料黏稠，因此在同样渗透条件下的渗透深度浅，深处的大孔隙更得不到有效渗透，渗透效果进一步减弱。这就解释了图17中第Ⅷ、Ⅸ组试样渗透后的相对密度增量与渗透前大孔孔隙率在趋势上出现了偏差增大的情况。

图17 坯体的渗透情况及其受组织结构的影响Fig.17 Infiltration status of specimens groups and its influence by the structures

如图18a所示，正是由于高致密坯体渗透效果较差，利用固含量为30%的陶瓷浆料进行渗透时，在各级渗透背压条件下第Ⅷ和Ⅸ组试样渗透后的相对密度增量的差异最小，在最高1 MPa渗透背压下所获得的相对密度增量仅分别为8.6%和3.7%；同等渗透条件下，预烧结后相对密度最低的第Ⅱ组试样的相对密度却提高21.2%。如图18b所示，进一步利用黏度更高、固含量为40%的浆料进行渗透时，由于渗透阻力的加剧，第Ⅷ、Ⅸ组高致密坯体的相对密度增量反而减小，在1 MPa背压下相对密度仅分别由50.1%提升至54.7%和由55.2%提高至57.4%。第Ⅷ、Ⅸ组试样渗透前的相对密度最高，渗透后均低于第Ⅵ组渗透后59.2%的水平。上述陶瓷浆料对不同坯体组织的渗透过程表明，为提高高致密成形坯体的渗透效果，后续需对预烧结组织进行优化调控，在获得足够预烧结强度的前提下尽可能保留较多的大尺度孔隙，从而充分发挥高致密坯体的结构优势，强化最终陶瓷件的性能。

2.3 已渗透体的终烧结性能

如图19所示，第Ⅲ、Ⅳ组成形坯体相对密度较低，分别为26.1%和32.5%，在1 MPa背压下渗透30%浆料分别可以获得18.8%和15.6%的相对密度增量，渗透效果较好，最终烧结后相对密度达到了59.1%以及65.1%。作为对比，将第Ⅲ、Ⅳ组的成形坯体在同等温度条件下直接终烧结，其相对密度仅达到36.7%和47.5%，这表明渗透可显著提高最终制件相对密度。一方面渗入的陶瓷微颗粒直接改善了致密性，另一方面陶瓷颗粒粒径小，对提升烧结活性有益，可有效促进原始陶瓷组织晶粒的生长和扩散。烧结活性的提高可以通过终烧结体的力学性能体现，两组试样直接烧结所获得的抗弯(5.2 MPa和11.6 MPa)和抗压强度(10.2 MPa和25.8 MPa)较低，而经过渗透处理，两组试样最终抗弯(25.2 MPa和38.3 MPa)和抗压强度(200.1 MPa和323.7 MPa)显著提高。相比而言，第Ⅷ和Ⅸ组成形坯体的相对密度较高，分别为41.2%和43.9%，同样条件下渗透后所获得的相对密度增量相较于第Ⅲ、Ⅳ组明显降低，最终烧结后相对密度为71.7%和70.9%；且它们直接一步烧结后的相对密度分别为67.9%和68.7%，与渗透后烧结的情况相比差距不明显，且最终力学性能也相当。该现象与上文渗透过程分析结果吻合，高致密坯体需要通过预烧结优化促进渗透，提升最终制件的组织性能和力学强度。

(a) 利用固含量为30%的浆料进行渗透

(b) 利用固含量为40%的浆料进行渗透

此外，从图19中可以看出，经过渗透强化和烧结后，第Ⅵ组试样的最终相对密度达到了69.4%,超过了第Ⅷ组和第Ⅸ组直接一步烧结获得的制件相对密度，然而其抗弯强度和抗压强度相较于第Ⅷ、Ⅸ组试样却有明显差距。该力学性能差异印证了BJP高致密成形结构对最终烧结体的力学性能所起的促进作用。可以认为第Ⅷ和Ⅸ组试样采用DS铺粉方法进行BJP成形，初始组织紧密、原始陶瓷组织颗粒间迁移距离短，通过烧结可以建立由原始的Al2O3粉末构成的基体结构，该结构贯通整个制件，支撑性更好。对于最终结构和力学性能较好的第Ⅸ组试样，其微观组织由渗透阶段向终烧结阶段的转化，如图20所示，可见经过终烧结处理，渗透组织中的多孔疏松结构进一步收缩，结构变得更加致密，性能得到强化。

(a) 相对密度

(b) 力学强度

图20 已渗透试样和终烧结试样的微观组织对比Fig.20 Microstructure comparison between the specimens after ceramic-slurry infiltration and after final sintering

实验各组的终烧结试样相对密度偏低，最高仅为71.7%，难以用于工程结构应用。本研究BJP成形方案简单易行，能可控成形不同组织结构的陶瓷坯体；各型坯体经过后处理强化也形成了致密化程度各异的多孔制件且均具有较好的力学强度，整套工艺在可控制备陶瓷基复合材料方面具有一定的应用潜力。

3 预烧结调控与性能强化

基于上述渗透机理研究结论，对高致密成形坯体需要调控预烧结过程来提升渗透强化效应，从而充分发掘高致密成形结构优势，改善最终烧结后的致密性和性能。

针对第Ⅵ、Ⅷ和Ⅸ组初始相对密度较高的坯体试样，调节预烧结温度和保温时间来调控预烧结性能，使预烧结坯体在具备必要强度的前提下减少渗透孔道的收缩，促进渗透进行。

如图21所示，本研究预设的预烧结条件为1500 ℃保温90 min，第Ⅵ、Ⅷ、Ⅸ组试样分别由初始38.3%、41.2%和43.9%的坯体相对密度提高到预烧结后的45.4%、50.1%和55.2%。依旧在1500 ℃条件下，对各组试样采用15、30、45、60、75 min预烧结保温时间，与预设的90 min保温时间相比获得了较低的致密化水平，并且随着保温时间的缩短，预烧结件相对密度逐渐降低。

(a) 抗压强度

(b) 相对密度

根据本研究渗透装置的最大工作压差，保险起见，对各组选取抗压强度大于5 MPa且相对密度较低的预烧结试样进行渗透实验。对第Ⅵ、Ⅷ和第Ⅸ组分别选取保温作用60 min、45 min以及30 min获得的预烧结试样，与90 min保温预设条件下试样的渗透性能进行对比。如表5所示，在较短保温时间下获得的预烧结坯体都比90 min保温预设情况下有更好的渗透效果。特别是第Ⅷ和Ⅸ组的高致密成形坯体，通过预烧结调控，渗透引起的相对密度增量分别从8.7%提高至13.8%、3.9%提高至13.4%。

表5 预烧结调控对坯体渗透效果的改善 (渗透条件为背压1 MPa、浆料固含量为30%)

预烧结调控后各实验分组终烧结试样的性能如图22所示，渗透条件为背压1 MPa、浆料固含量30%，预烧结温度为1500 ℃。由图22可以看出，更高相对密度的成形坯体可以通过预烧结调控获得更好的渗透效果，最终制件性能的改善也更佳。例如，第Ⅵ组与第Ⅷ、Ⅸ组试样相比，其初始成形结构的相对密度较低，在同样的1500 ℃预烧结温度下需要60 min保温时间才能保证5 MPa以上的抗压强度来抵御渗透背压，预烧结收缩改善不明显，与原始的90 min保温时间条件相比渗透引起的相对密度增量提高有限，最终烧结制件的性能强化也一般，终烧结相对密度由69.4%提高到74.6%，抗弯和抗压强度分别由44.5 MPa和350.6 MPa提高至48.3 MPa和385.7 MPa。而对于第Ⅷ、Ⅸ组的高致密成形坯体试样，仅需在1500 ℃分别施加45 min和30 min的保温时间就可以赋予预烧结体5 MPa以上的抗压强度，渗透引起的相对密度增量明显提高，显著改善终烧结后陶瓷制件的致密化程度与力学性能。因此，预烧结调控后，第Ⅷ组试样的终烧结相对密度由71.7%提高到80.1%；第Ⅸ组试样的终烧结相对密度由70.9%提高到89.3%。相应地，力学能力也有大幅改善，第Ⅷ终烧结试样的抗弯和抗压强度分别由56.1 MPa和432.8 MPa提高至72.6 MPa和653.3 MPa；成形阶段相对密度更高的第Ⅸ组试样力学性能提升更明显，最终的抗弯和抗压强度分别由61.7 MPa和445.7 MPa提高至91.9 MPa和813.2 MPa。

(a) 相对密度

(b) 力学性能

上述调控实验表明，本研究BJP方案成形的高致密坯体可以通过较小的预烧结能量，既兼顾预烧结体的抗压性能又减少预烧结收缩，从而明显改善亚微米陶瓷颗粒浆料的渗透效果，显著提升终件结构的力学性能，体现了工艺流程在制备致密陶瓷高温结构件方面的潜力。图23所示为利用本研究的BJP成形方案和后处理优化方法制备的Al2O3陶瓷件实例。

图23 陶瓷件实例Fig.23 Ceramic parts

4 结论

(1)基于UF缩聚固化机理的陶瓷BJP成形方案，仅需使用弱酸性水基喷射液，运用机械混合方式即可配制高性能陶瓷基成形粉末，利用仅含质量分数为7.2% UF的成形粉末也可以成形抗弯强度大于6.84 MPa的Al2O3坯体试样。

(2)本研究使用自开发BJP成形系统和自有成形材料实现了陶瓷坯体成形组织的可控，并通过使用较少含量的粘结成分、减小铺粉厚度、利用双铺粉法铺制粉床实现了坯体的高致密成形，本研究BJP方案成形坯体的初始相对密度调控范围为21.7%～43.9%。

(3)通过渗透机理研究，本研究发现陶瓷浆料普遍对预烧结体内大于1.1μm的大尺度孔隙择优渗透，因此通过调控预烧结过程，高致密成形坯体(初始相对密度大于41%)在终烧结后相对密度可提高至89.3%、抗弯和抗压强度分别提高至91.9 MPa和813.2 MPa，体现了本研究整体方案应用到制备高性能陶瓷结构件的潜力。