专利名称：低热膨胀高强度堇青石结构体的制造技术
本申请要求Beall等人1998年11月20日提交的题目为“低热膨胀高强度堇青石结构的制造”的美国临时申请No.60/109,408的优先权。
背景技术：
1.发明领域本发明涉及用作催化剂载体的堇青石陶瓷体，尤其是用作纯化汽车废气的催化剂载体用的高强度、低热膨胀、多孔性堇青石体，以及制造该堇青石体的方法。
2.相关技术讨论利用烃燃料(如烃气体、汽油或柴油)的内燃系统释放出的废气会严重污染大气。这些废气中的众多污染物中有烃和含氧化合物，而后者包括氮氧化物(NOx)和一氧化碳(CO)。许多年来，汽车工业一直设法减少汽车发动机系统的气体释放量，在1970年代中期有了装备有催化转化器的第一批汽车。
堇青石基材，通常是其蜂窝体形式，长期起来一直适合作为基材来支承汽车上催化转化器的催化活性组分，其部分原因是因为堇青石陶瓷具有良好的耐热冲击性。耐热冲击性与热膨胀系数成反比。就是说，低热膨胀的蜂窝体具有良好的耐热冲击性，并能经受使用时所遇到的很大的温度波动。
从含有氧化镁、氧化铝和氧化硅的矿物原料混合物(如粘土和滑石)制造堇青石(2MgO·2Al2O3·5SiO2)陶瓷是众所周知的。这些方法在美国专利2,684,919中有所描述。美国专利No.3,885,977中公开了从粘土/滑石批料制造耐热冲击性堇青石蜂窝陶瓷的方法，该方法是挤压该批料，然后烧结挤压物，从而提供沿至少一个轴膨胀系数非常低的陶瓷。
为了优化堇青石基材的性质，加强其作为催化剂载体的实用性，生产商作了不断的研究。特别是，生产商不断地努力试图优化堇青石基材的耐热冲击性和强度。下列专利各自涉及耐热冲击性或热膨胀系数(CTE)和/或强度有所改善的陶瓷蜂窝的生产。
美国专利53144,643(Beall等人)公开了具有12-16重量％的MgO、35-41％Al2O3和43-53％SiO2的堇青石体的制造。另外，该堇青石体包含至少90重量％的堇青石，在25℃-1000℃内，其热膨胀系数低于大约9×10-7/℃。该方法涉及选择特定的原料以便形成所需堇青石体。具体地说，这些原料的选择不应包括粘土和滑石，应包括粒径分别不大于15和8微米的产生MgO的组分和产生Al2O3的组分。将原料混合在一起，随后干燥，在足以形成上述堇青石体的温度下烧结一定时间。由于其CTE较低，且在这些CTE值下可能产生微裂纹的程度，该文公开的堇青石体强度较小。
美国专利No.5,332,703(Hickman)公开了一种基本上由堇青石组成的陶瓷产品，及其制备方法。具体地说，该陶瓷体由至少90重量％的堇青石组成，其MOR至少为3500psi，总孔隙度不超过大约20％(体积)，在大约室温至800℃下CTE不超过大约4.8×10-7/℃。生产上述陶瓷制品的方法涉及采用包含矿物组分和化学组分这两种组分的组合物。该批料的矿物组分包含粘土和滑石，而化学组分基本上由镁、铝和硅的氧化物、氢氧化物或含水氧化物组成。混合该组合批料，成形，干燥，随后烧结，形成陶瓷体。尽管Hickman的专利显示出所需的低CTE和较高强度的组合，但它是以减少孔隙度为代价来实现这些目的的。这种孔隙度的牺牲却是不能让人接受的，因为在制造蜂窝陶瓷载体基材中，大孔隙度是很重要的，特别是在适当施加大表面积修补基面涂层时尤其需要有大的孔隙度。
虽然这些陶瓷在性能上表现出比用常规方法制得的挤压的堇青石陶瓷有所改善，但是仍要求对这些产品作进一步改进，尤其是在强度方面，而孔隙度有不得减少，且热膨胀不得有不适当的增加。由于现在的发展趋势是生产壁薄的、蜂窝密度较高的、催化转化效率增加的、使用时背压较低的堇青石蜂窝催化剂载体，强度已经在堇青石蜂窝基材的生产中变成越来越重要的考虑因素。换句话说，为了补偿由于上述发展趋势引起的蜂窝基材体强度的减少，需要有增加蜂窝基材本身材料强度的办法。
因此，本发明主要目的是提供改进的堇青石陶瓷，及其制备方法，这种陶瓷能表现出较高的强度和固有的低热膨胀和大的总孔隙度。
发明概述本发明的目的是解决现有技术中的上述问题，提供烧结的陶瓷基材，以及制备所述陶瓷基材的方法，所述陶瓷基材具有包含堇青石的主结晶相和增强的次结晶相。
惊奇地发现，在烧结陶瓷中若形成了组成有意偏离化学计量比的堇青石，该陶瓷会表现出在给定孔隙度下强度有所增加以及热膨胀系数低的新组合。这些性能是通过产生细分散的增强次结晶相来获得的，这些次结晶相(assemblage)包含富铝红柱石和/或假蓝宝石和/或铝酸镁尖晶石。
具体地说，本发明的烧结陶瓷制品中有一种结晶相聚集体，它包含65-95％堇青石主相和5-35％选自富铝红柱石、铝酸镁尖晶石和假蓝宝石的次相，其全分析组成基本上由大约32-51％SiO2、35-49％Al2O3、7-16％MgO(以重量计)组成。另外，陶瓷制品的有效强度大于大约3000，CTE小于大约15×10-7/℃(在25℃-1000℃的范围内)，总侵入孔隙度(intrusion porosity)用压Hg法测得至少为20％。
本发明还涉及制造烧结的陶瓷制品的方法，该陶瓷制品具有结晶堇青石相和次相的混合物，该方法包括制备含有产生SiO2、产生Al2O3和产生MgO的组分的可塑化原料混合物，在该混合物中加入有机粘合剂物系，加以混合，形成可挤压的混合物，随后将该混合物挤压制成具有所需形状的基材。干燥此生坯，在一定温度下烧结一定时间，该烧结温度和时间足以形成强度高、CTE低和总孔隙度大的独特组合的烧结混合结晶相结构。
附图简述
图1是SiO2-Al2O3-MgO物系的三元相图，该图显示了本发明所用的组成区域。
发明详述本发明涉及一种陶瓷制品，该制品强度高、耐热冲击性高和孔隙度大，并且表现为是两种结晶相的组合，包含堇青石主结晶相和次要结晶相。另外，本发明涉及一种制造这些制品的方法，该方法采用了原料的优化组合(类型和用量)，该组合得以形成含MgO、Al2O3和SiO2的陶瓷体，该陶瓷体是堇青石相和次结晶相的结晶相组合。
已经发现，通过原料的组成仔细控制三元系组分SiO2、Al2O3和MgO之间的氧化物关系，就可落在偏离于堇青石化学计量比的组成区域内。本发明的具有狭窄规定组成、具有次结晶相的烧结陶瓷制品在该三元区域内。具体地说，经X-射线衍射测定，本发明陶瓷制品的烧结结晶相包含65-95重量％堇青石以及5-35重量％的次相的烧结结晶相，其中次相选自富铝红柱石、铝酸镁尖晶石和假蓝宝石。较佳的，该制品包含至少约70重量％的堇青石。选择原料的类型和各自的相对用量，形成总分析组成基本上由32-51重量％SiO2、35-49重量％Al2O3、7-16重量％MgO组成的混合相陶瓷制品。图1中用1-2-3-4表示的区域代表这一偏离化学计量比的组成范围。
另已发现，为了实现本发明陶瓷制品热膨胀低、强度高和孔隙度大的组合，必须采用特定原料(即具有一定粒径和形态的原料)的优化组合以及特定的烧结规程才能实现所需性能。换句话说，尽管某些原料组合在一起后会落在上述组成范围内，并产生适当混合的主相/次相陶瓷体，但是该陶瓷体的性能可能不在所需数值范围内。换句话说，假定它们对最终的热膨胀、孔隙度和强度性质有影响，仅仅通过组成选择来控制烧结体的最终化学计量比是不够的，而且还需要选择好原料类型以及制造陶瓷体所用的烧结程序。
如前所述，已经发现，利用原料混合物中的某些产生氧化硅、氧化镁和氧化铝的组分，本文描述的这种混合物能得到烧结的陶瓷制品，该陶瓷制品的特点是包含堇青石结晶相和增强次要相的组合，该增强次要相选自富铝红柱石、假蓝宝石和铝酸镁，它在给定孔隙度条件下具有较高的强度和低的热膨胀性。具体地说，本发明的陶瓷体的特征是CTE低，即在25-1000℃下CTE低于大约15×10-7/℃，最佳的是在25℃-1000℃下CTE不超过大约10×10-7/℃。本发明制品的其它特征是孔隙度较高，即经压Hg孔隙度测定法测得，总孔隙度大于大约20％。孔隙度的上限由一些实际因素决定。然而，压Hg孔隙度测定法测得的总孔隙度通常在大约25％-40％之间。
另外，本发明制品的有效强度至少大于3000(该值是主要为堇青石结晶相(即大于90重量％)的现有技术标准的市售陶瓷体的数值)。有效强度(ES)用方程式ES＝MOR＋403(MPS-2.3)＋(TP－31)定义，其中MOR是断裂模量，MPS是中值孔径，TP是压Hg孔隙度测定法测得的总孔隙度。该有效强度是一个强度量度，它将孔隙度和中值孔径对强度的影响归一化，因此能用来对中值孔径和孔隙度不同的陶瓷体的强度进行可比的比较。
本发明提供了一种用来制造上述陶瓷制品的可塑化的原料混合物，该混合物包含产生SiO2的组分，产生Al2O3的组分和产生MgO的组分。必须根据经验来确定哪种产生Al2O3、产生SiO2和产生MgO的原料组分的组合不仅在上述狭窄的偏离化学计量比的组成范围内，而且还使陶瓷体具有必需的低CTE、高强度和大总孔隙度的性质。
原料混合物中可使用粘土作为SiO2和/或Al2O3的来源，但是原料混合物不必由粘土组成。本发明能用的具体的粘土包括生的和经锻烧的、叠状的和脱层的高岭土。较佳的粘土类型是粒径细小、BET表面积在7-15m2/g之间的脱层高岭土。用具有尽可能多定向结构的脱层粘土有助于使所得陶瓷制品的CTE较低。
产生Al2O3的组分可以直接就是氧化铝或在锻烧后形成氧化铝的材料。另外，可接受的产生氧化铝的组分包括矾土、氢氧化铝、含水氧化铝(aluminum oxyhydrate)以及它们的组合。特别佳的产生Al2O3的组分包括高活性氧化铝，其平均粒径小于8微米，较佳的是其平均粒径大约为1微米或更小。该细粒径氧化铝的作用和脱层高岭土一样，是帮助获得CTE较低的陶瓷制品。
产生MgO的组分可以是简单地包含经锻烧的氧化镁、氢氧化镁、碳酸镁、硝酸镁以及它们的组合。在一个较佳的实施方案中，MgO原料是经锻烧或未经锻烧的粗滑石，其平均粒径在大约1-15微米之间，表面积在大约1m2/g-15m2/g之间，更佳的是表面积在3m2/g-8m2/g之间；未经锻烧的滑石是较佳的原料。另外，滑石宜为片状的，换句话说，滑石应当是片状颗粒形态，即颗粒两个尺寸长而一个尺寸短，或是说片状体的长度和宽度比其厚度大得多。较佳的是，滑石具有的形态指数在0.65-0.85之间。形态指数首先在美国专利No.5,141,686中有所描述，它是滑石片状程度的量度。测定形态指数的一种典型的程序是将样品置于夹子中，使片状滑石的取向在样品夹平面内最大。然后测定该取向的滑石的x-射线衍射图。形态指数M通过下列方程式由XRD峰强度半定量地计算，它表达滑石的片状特征程度M＝Ix(Ix＋2Iy)-1其中Ix是(004)峰的强度，Iy是(020)反射的强度。应注意，选自过于片状的滑石可能会使陶瓷制品有较低CTE，但却有不希望的强度。换言之，应选择具有一定片状程度(即形态指数在大约0.65-0.85之间)的滑石，它能降低陶瓷制品的CTE，且陶瓷制品的强度不致减少得太多。
通过从包含脱层高岭土(平均粒径约为1.5微米)、滑石(形态指数为0.75，BET表面积约为5-8m2/g)和细的活性氧化铝(平均粒径约为0.5微米)的原料混合物，能制备性质优良的多相烧结陶瓷制品。
将能构成塑化混合物的上述原料在混合步骤中充分混合，使这些原料在蚁后的热处理时能反应完全。为了获得可成形的混合物，此时加入粘合剂物系。用于本发明的较佳的粘合剂物系包含选自甲基纤维素、甲基纤维素衍生物及其组合物的纤维素醚粘合剂组分、表面活性剂组分(较佳的是硬脂酸或硬脂酸纳)以及溶剂(包含水)。假定100重量份无机原料混合物，用于本发明的优秀的粘合剂物系包含大约0.2-2重量份硬脂酸纳、大约2.5-6.0重量份甲基纤维素或羟丙基甲基纤维素粘合剂以及大约8-30重量份水。
使粘合剂物系的各个组分与一定量无机粉末材料(如产生SiO2、Al2O3、MgO的组分)以合适的已知方式混合，制得陶瓷材料和粘合剂物系充分混合的能通过例如挤压成形为陶瓷体的混合物。例如，粘合剂物系的所有组分可以预先彼此混合，然后再将该混合物加入陶瓷粉末材料中。在这种情况下，全部粘合剂物系可以一次加入，也可以相隔适当的时间分批依次加入。或者，粘合剂物系的各单组分可以依次加入陶瓷材料中，也可以将粘合剂物系的两种或多种组分预先制得的混合物依次加入陶瓷粉末材料中。另外，粘合剂物系可以先和一部分陶瓷粉末材料混合。在这种情况下，其余部分的陶瓷粉末再随后加入所得的混合物中。无论是哪种情况，粘合剂物系必须与预定部分的陶瓷粉末材料均匀混合。粘合剂物系和陶瓷粉末材料的均匀混合可用已知的捏和方法来实现。
然后用任何已知的常规陶瓷成形方法，如挤压、注模、粉浆浇注、离心浇注、压注、干压等方，将上述所得的粘稠均匀的可挤压的批料混合物成形为生坯。对于适合用作催化剂载体的薄壁蜂窝基材的制备，通过模头进行挤压是较佳的。
然后用任何常规的方法，如热空气干燥或高频干燥，将制得的陶瓷生坯干燥大约5-20分钟，然后进行烧结。
如上所述，不仅通过利用适量的原料来获得烧结体的合适的SiO2、Al2O3和MgO化学计量比很关键，而且在生产中也有必要用导致所需低热膨胀和大孔隙度和高强度性质的烧结规程。如上所述，在选用了原料后，用于每种原料混合物的实际的烧结规程必须根据经验来确定。换句话说，产生上述所需性质的实际烧结方案将因所用原料的类型和用量而异。
一旦确定了合适的烧结方案，就在预定的温度下对干燥的生坯烧结一定时间，烧结的温度和时间应足以获得具有所需低CTE、高强度系数的烧制的陶瓷体，该陶瓷体含有堇青石作为其主要相，并含有选自富铝红柱石、假蓝宝石和铝酸镁尖晶石的次相。尽管烧结条件要根据经验来确定，并因批料以及所需的“烧结陶瓷”性质而异，但一些较佳的烧结条件如下以大约5℃-25℃/小时(较佳为大约18℃/小时)的加热速度，将生坯加热至大约600-650℃的第一温度，随后以大约10-50℃/小时(较佳的大约25℃/小时)的加热速度，从第一温度升高至大约1300℃-1450℃之间的第二温度，在第三温度下保温大约6-16小时(较佳的约10小时)，然后以每小时大约100℃-200℃的冷却速度将烧结体冷却至室温。
虽然在此不希望拘泥于理论的解释，但可认为本发明的混合结晶相陶瓷制品具有高强度与低热膨胀系数的独特组合是由两个一般现象引起的结晶相聚集体构成中的变化以及微裂纹的变化。这两个一般现象是由于引入了富铝红柱石、假蓝宝石或尖晶石的次结晶相而产生的。关于结晶相聚集体变化的这一点，可以理论上认为是次相的引入可能提供了复合的/增强效果，该效果是由次相为混合相陶瓷制品显微结构产生增强作用而引起的。或者，次相的引入可能为原有的堇青石结晶结构提供一种补充的或替换的作用。关于第二种现象，富铝红柱石、假蓝宝石和尖晶石相均表现出与堇青石结晶相相比程度较低的和/或可能不同类型的微裂纹，因此混合相陶瓷制品中出现了使强度增大的微裂纹变化。尽管微裂纹的程度减小和/或类型变化会增加陶瓷制品的强度，但都只是稍稍增加了陶瓷体的CTE，而由于这两种现象组合引起的强度增加幅度远远大于CTE的增加，CTE仍然保持在可接受的低水平，小于大约15×10-7/℃。因此，本发明陶瓷体的明显优点是能提高这些堇青石体的强度而孔隙度不会减少到有害的程度，这与现有技术堇青石体提高强度通常所用的方式相反。
如上所述，本文所述的原料混合物的主要用途是用来制备作为催化剂载体的高强度堇青石蜂窝基材。尽管本发明特别适合制造薄壁型蜂窝体，但是所要求保护的混合物也可用来制备壁较厚的结构。混合物还可用来制造其它高强度的堇青石结构等，如过滤器等。
实施例为了进一步说明本发明的发明原理，下面将描述几个根据本发明制成的陶瓷体的例子。然而，应理解给予这些实施例只是为了说明的目的，本发明并不局限于这些例子，还可对本发明作出各种不脱离本发明精神的变化和改变。
实施例1-11表I中列出用来制备具有堇青石作为主要结晶相的陶瓷体的无机粉末批料混合物以重量百分数表示。脱层高岭土平均粒径约为1.5微米，所用的氧化铝是细的活性氧化铝，其平均粒径约为0.8微米。至于滑石原料，滑石1的BET表面积约为5-8m2/g，其形态指数为0.7，而滑石2具有较高的片状程度，其形态指数为0.95。
将表I所示组成的各标号的无机混合物的组分干混在一起，制得各组合物1-11。然后在各无机干混物中加入表I所示用量的有机粘合剂物系，然后进一步混合，制成塑化的陶瓷批料混合物。这13种不同的塑化陶瓷批料混合物的每一种包含不同用量的粘合剂物系组分，详细情况见表I；其范围以总共100份无机物计为30.15-33.15重量份。
将每种经塑化的混合物在适合形成1/4英寸棒的条件下通过挤压机进行挤压。对13种批料组合物的每一种挤压生成的生陶瓷棒进行充分干燥，除去可能存在的水或液体相，然后对其加热进行烧结，该烧结规程足以除去蜂窝基材中的有机粘合剂物系并将蜂窝基材烧结起来。具体地说，在1300-1450℃之间对生基材进行烧结，保温大约10小时；即该烧结条件适合制成具有堇青石作为其主相、并具有富铝红柱石、假蓝宝石或铝酸镁尖晶石次相的陶瓷体。
表I报道了用标准X-射线衍射方法测得的陶瓷体中相的类型和数量，以及分析出的氧化物百分数(以三元相三个角顶的无水氧化物的重量百分数表示)。另外，表I还列出了从表中所示的批料制得的陶瓷的一些性质。这些陶瓷体的性质包括陶瓷棒的断裂强度模量(MOR)(用psi表示)，在室温(25℃)-1000℃温度范围内的平均热膨胀系数(CTE)(单位是×10-7℃)，压Hg孔隙度测定法测得的孔隙度(用体积百分数表示)，以及如上所述计算出的有效强度。
表I
*对比例由表1可见，与标准的堇青石组合物实施例1和9相比，本发明的样品具有与其相似的孔隙度和CTE，但是本发明的陶瓷体表现出强度增加；即，它们表现出较高的有效强度。表中用于比较的组合物1和9代表标准的堇青石组合物，它们是在本发明组成(用氧化物百分数表示)范围外的组合物。具体地说，本发明实施例4-8和对比例1相比，结果显示发明例表现出相似的孔隙度(26.9％至29.3％对26.8％)和CTE(均小于10×10-7/℃)，但MOR较高(3700psi-4900psi对3400psi)。另外，将本发明实施例10和11和对比例9相比，结果显示本发明实施例10和11表现出相似的孔隙度(32.0％和37.0％对35.0％)和CTE(均小于8.6×10-7/℃)，但是MOR较高(3400psi和3900psi对2500psi)。简言之，标准的堇青石陶瓷体各自表现出有效强度指数分别低于3000、2945和2815，而本发明所有实施例均超出了该数值。
对比例2证实了这样的一个原理，即，不仅需要控制各原料量来获得合适的偏离化学计量的烧结体组成，而且所用原料类型的具体组合必须能确保获得所需性能。具体地说，对比例2含有与发明例4相同的批料组成，只是选用了不同的滑石原料，结果表明，采用扁平程度极高(形态指数为0.95所表明的)的滑石原料，而不使用补偿用该滑石所导致的较低强度的原料，会使陶瓷体的性能在本发明范围外。具体地说，尽管对比例2的CTE较低(3.7×10-7/℃)，但是其强度低于所需值(3100psi)，且有效强度低于3000(具体数值为2815)。
对比例3表示组成(用重量百分数表示)在本发明范围外的组合物。所得陶瓷体的富铝红柱石百分数太高(35.4％)，它产生的陶瓷体尽管表现出强度足够高(6600psi)，有效强度为5915，但是这是以热膨胀系数作为代价的，16.0×10-7/℃是太高了。
权利要求
1.一种陶瓷制品，它含有65-95重量％堇青石和5-35重量％次相的烧结相组成，该次相选自富铝红柱石、铝酸镁尖晶石和假蓝宝石，它的总分析组成基本上由32-51重量％SiO2、35-49重量％Al2O3和7-16重量％MgO组成，它的总孔隙度不低于20体积％，在25-1000℃温度范围内的热膨胀系数不大于15.0×10-7/℃。
2.根据权利要求1所述的陶瓷制品，其中制品表现出有效强度大于至少3000。
3.根据权利要求1所述的陶瓷制品，其中制品包含至少70重量％的堇青石，次相是富铝红柱石。
4.根据权利要求1所述的陶瓷制品，它表现出在25℃至1000℃的温度范围内的热膨胀系数不超过10×10-7/℃。
5.根据权利要求1所述的陶瓷制品，其中陶瓷制品包含挤压的蜂窝结构体。
6.根据权利要求1所述的陶瓷制品，其中制品表现出孔隙度大于25％。
7.一种含堇青石主相和次相的陶瓷体的制造方法，该方法包括下列步骤选择原料以便能形成可塑化的无机原料混合物，该混合物的总分析组成基本上由32-51重量％SiO2、35-49重量％Al2O3和7-16重量％MgO组成，该混合物包含产生SiO2的组分、产生Al2O3的组分和产生MgO的组分；在无机混合物中加入水和有机粘合剂物系，对该混合物进行捏和，然后挤压形成生坯，干燥生坯，随后在1150-1450℃的温度下对该生坯进行烧结一定时间，得到烧结相组成为65-95重量％堇青石和5-35重量％选自富铝红柱石、铝酸镁尖晶石和假蓝宝石的次相的烧结陶瓷体，它的总孔隙度不低于20体积％，在25℃至1000℃范围内的热膨胀系数不大于15×10-7/℃。
8.根据权利要求7所述的方法，其中原料混合物包含平均粒径为1.5微米、且BET表面积在7-15m2/g之间的脱层高岭土。
9.根据权利要求7所述的方法，其中产生Al2O3的组分选自氧化铝、矾土、氢氧化铝、含水氧化铝以及它们的混合物。
10.根据权利要求7所述的方法，其中产生Al2O3的组分包含平均粒径为直径小于9微米的高活性氧化铝。
11.根据权利要求7所述的方法，其中产生Al2O3的组分包含平均粒径为1微米或更小的高活性氧化铝。
12.根据权利要求7所述的方法，其中产生MgO的组分选自经锻烧的氧化镁、氢氧化镁、碳酸镁、硝酸镁以及它们的组合物。
13.根据权利要求7所述的方法，其中产生MgO的组分包含平均粒径在1-15微米之间，表面积在1m2/g-15m2/g之间的经锻烧或未经锻烧的滑石。
14.根据权利要求13所述的方法，其中产生MgO的组分包含表面积在3m2/g-8m2/g之间的经锻烧的滑石。
15.根据权利要求7所述的方法，其中产生MgO的组分包含形态指数在0.65-0.85之间的经锻烧的片状滑石。
16.根据权利要求7所述的方法，其中产生MgO的组分包含形态指数为0.75的经锻烧的片状滑石。
17.根据权利要求7所述的方法，其中烧结的陶瓷体表现出有效强度大于3000。
18.根据权利要求7所述的方法，其中生坯是个整个的蜂窝体。
19.根据权利要求7所述的方法，其中有机粘合剂物系包含选自甲基纤维素、甲基纤维素衍生物及其混合物的纤维素醚粘合剂组分、选自硬脂酸、十二烷基硫酸铵、月桂酸、油酸、棕榈酸及其混合物的表面活性剂组分和包含水的溶剂。
20.根据权利要求7所述的方法，其中对于100重量份无机原料混合物采用0.2-2重量份表面活性剂组分、2.5-5重量份纤维素醚粘合剂组分和8-25重量份水。
全文摘要
本发明涉及烧结陶瓷制品,它包含65－95重量%堇青石和5－35重量%选自富铝红柱石、铝酸镁尖晶石和假蓝宝石的次相的结晶相聚集体,该结晶相聚集体的总分析组成基本上由32－51%SiO
文档编号C04B35/195GK1329581SQ99813431
公开日2002年1月2日 申请日期1999年11月10日 优先权日1998年11月20日
发明者D·M·比尔, M·J·穆尔塔盖 申请人:康宁股份有限公司