朱俊逸, 張成, 羅忠強, 曹繼偉, 劉志遠, 王沛, 劉長勇, 陳張偉

脫脂工藝對光固化3D打印堇青石陶瓷性能的影響

朱俊逸, 張成, 羅忠強, 曹繼偉, 劉志遠, 王沛, 劉長勇, 陳張偉

(深圳大學 增材制造研究所, 深圳 518060)

光固化3D打印是制造高度復雜結構陶瓷的一種有效方法。打印的樣件需要經歷脫脂和燒結等熱處理才能成為可用的陶瓷件, 脫脂工藝對打印件性能影響巨大。本工作通過研究脫脂工藝對DLP光固化3D打印制備的堇青石陶瓷性能的影響規(guī)律, 建立缺陷抑制策略。比較并分析了脫脂氣氛和升溫速率對陶瓷樣件的表面裂紋和元素分布狀態(tài)的影響, 還對比進一步燒結后樣件顯微組織、尺寸收縮率、相對密度和彎曲強度等性能。研究發(fā)現(xiàn)脫脂氣氛對樣件各性能影響最大, 使用氬氣脫脂可顯著降低表面裂紋, 提高相對密度與彎曲強度; 并確定最佳升溫速率為1 ℃/min。最終獲得表面完整無裂紋且相對密度為(94.6±0.3)%, 彎曲強度為(94.3±3.2) MPa的堇青石陶瓷樣件。本研究為光固化3D打印堇青石陶瓷的無缺陷制造與應用提供了科學依據與技術參考。

堇青石陶瓷; 光固化3D打印; 脫脂; 燒結; 性能

堇青石(2MgO·2Al2O3·5SiO2)具有熱膨脹系數低、熱導率小、機械強度較好等優(yōu)良性能[1-3], 且原料來源廣泛、價格低廉, 在結構陶瓷、耐火材料、多孔材料、節(jié)能環(huán)保等領域有著廣泛應用[4-5]。目前堇青石蜂窩陶瓷設計和制造在薄壁結構、孔洞連通性和形狀控制等方面存在諸多問題[6-7]。普遍采用模具擠出成形工藝制備, 需要針對不用類型孔道結構設計對應的模具, 制件還需后續(xù)機械切割等加工。設計制造周期較長, 而且孔洞結構難以調控, 規(guī)格較為單一, 無法制造具有復雜結構的三維宏觀孔洞結構。增材制造技術有望為解決上述問題開辟新的途徑, 設計和制造性能優(yōu)異的具有復雜孔洞結構的堇青石蜂窩陶瓷[8-11]。

目前可用于陶瓷的增材制造技術種類較多[12], 包括立體光固化成形技術(Stereo lithography, SL)[13]、數字光處理光固化技術(Digital light processing, DLP)[14-15]、擠出直寫成形技術(Direct ink writing, DIW)[16-17]、噴墨打印成形技術(Ink jet printing, IJP)[18-19], 熔融沉積成形技術(Fused deposition mod-elling, FDM)[20]和選擇性激光燒結/熔化成形技術(Selective laser sintering/Selective laser melting, SLS/ SLM)[21-23]等。上述技術的原理都是通過計算機將三維物體模型分割為離散的二維截面, 再通過層層疊加的成形方法將材料堆積成三維實體。因此從理論上講, 增材制造可以成形任意形狀的陶瓷零部件。與傳統(tǒng)的等材和減材制造不同的是, 增材制造過程不需要模具和多道加工工序。目前可用于陶瓷件制造的3D打印工藝中, 基于面曝光的DLP光固化工藝以其優(yōu)越的成形精度和效果成為最具前景的陶瓷3D打印技術[24]。DLP技術是通過面光源的投影曝光實現(xiàn)單層的固化。能在紫外光下聚合固化的液態(tài)樹脂和陶瓷粉體等原料混合配制出光敏漿料, 計算機根據每個截面的輪廓線控制紫外光照射相應區(qū)域, 漿料固化形成一層截面, 重復上述過程, 新固化的一層粘結在前一層上直至樣件成形完畢。隨后取出樣件并通過脫脂燒結等后處理最終得到陶瓷。

目前光固化陶瓷增材制造多集中在氧化鋁[25]、氧化鋯[26]、羥基磷灰石[27]、碳化硅[28]等材料, 而堇青石陶瓷及其復雜結構光固化增材制造方面的研究還比較缺乏。深圳大學陳張偉團隊在漿料制備與性能以及打印工藝與尺寸精度等方面開展了部分相關工作[24,29-30]。因此, 本工作在上述研究基礎上, 通過DLP光固化成形堇青石陶瓷樣件, 制備樣件后通過選擇空氣與氬氣兩種氣氛, 以不同脫脂升溫速率對樣件進行脫脂處理, 分析比較不同氣氛和不同升溫速率脫脂后陶瓷樣件的表面裂紋情況以及元素分布情況。之后對脫脂樣件進行燒結處理, 對比燒結后樣件顯微組織、各方向尺寸收縮率、相對密度和彎曲強度等表征結果。最終獲得表面完整無裂紋且力學性能良好的堇青石陶瓷樣件, 從而為3D打印堇青石陶瓷的應用提供基礎。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

本研究使用的是體積分數為45%的堇青石漿料,其中堇青石粉末的粒徑為50=3 μm, 采用1,6-己二醇二丙烯酸酯(HDDA)和三羥甲基丙烷三丙烯酸酯(TMPTA)作為樹脂單體, 乙醇胺(TEA)作為分散劑, KH-570為表面活性劑, 三三甲基苯甲?；?TPO)作為光引發(fā)劑。制備方法如下: 首先將兩種樹脂單體TMPTA和HDDA按一定比例混合并攪拌10 min。之后分三次加入陶瓷粉末與分散劑TEA攪拌至均勻后加入表面活性劑KH-570, 全部加入之后得到預制漿料。隨后加入氧化鋯珠并放入球磨罐, 球磨14 h后加入光引發(fā)劑TPO球磨2 h, 保證陶瓷粉末充分散混合。最后過濾出漿料中的氧化鋯珠并對漿料進行消泡處理, 即獲得可用于光固化的漿料。原料比例細節(jié)可參考文獻[24]。

1.2 DLP光固化增材制造

通過Solidworks軟件進行三維樣件實體建模, 在打印前通過打印機自帶的軟件對模型進行切片, 之后調整曝光參數進行打印。本研究使用商用上拉式DLP光固化陶瓷打印機(Ceraform100, Longer, China)進行打印, 其設備原理如圖1所示。設備主要分為三個部分: 樣件打印裝置、漿料存儲裝置以及紫外光源。樣件打印裝置由一個可以上下運動的螺桿機構和一個可拆卸的樣件打印平臺組成。啟動打印后, 通過控制樣件裝載平臺與漿料槽的距離來控制層厚和成形。漿料存儲裝置由一個透光的玻璃槽和刮刀固定裝置組成。玻璃槽上覆蓋有一層0.2 mm厚的彈性離型膜以利于固化樣件與漿料槽分離。每打印完一層, 漿料槽傾斜10°使得漿料槽與固化樣件分離, 之后漿料槽旋轉一周, 通過固定的刮刀裝置使?jié){料刮平并重新均勻覆蓋在槽內。經過層層堆疊固化最終形成樣件。本研究根據要求制備了10 mm× 5 mm×3 mm和50 mm×5 mm×5 mm的長方體樣件。

1.3 熱重分析與脫脂、燒結處理

本研究使用的漿料為有機樹脂與陶瓷粉末的混合體, 在樣件的脫脂處理過程中, 有機樹脂與其他有機添加劑會受熱分解, 燒結過程中, 樣件陶瓷顆粒的液相反應也會導致樣件質量有所變化。利用同步熱分析儀(STA409PC, NETZSCH, 德國), 來確定樣件脫脂的溫度范圍和脫脂速率, 在空氣氣氛下以10 ℃/min升溫速率加熱到1400 ℃。根據熱重分析結果制定脫脂燒結工藝曲線。將樣件放入通有氬氣的管式爐(中國合肥費舍羅熱能技術有限公司)和空氣的箱式爐(中國合肥科晶材料技術有限公司)中, 在不同的升溫速率下進行脫脂處理, 使用轉子流量計控制管式爐的氬氣流量為100 mL/min。

1.4 樣件性能表征

通過測量燒結前后樣件、、方向尺寸并根據式(1)計算樣件在各個方向的收縮率。

式中,0和1分別為脫脂燒結前后樣件在某一方向上的尺寸。使用阿基米德原理計算樣件的密度, 本研究中堇青石的理論密度為2.60 g/cm3。根據GB/T 6569-2006(三點彎曲)使用萬能拉伸機以0.5 mm/min速率加載, 測量樣件的彎曲強度, 其中跨距為30 mm,彎曲樣件的尺寸約為45 mm×4 mm×4 mm, 測試中每組實驗樣件個數為5。使用超景深數字光學顯微鏡(VHX-5000, Keyence, 美國)進行宏觀形貌和尺寸評估, 使用掃描電子顯微鏡(ProX, Phenom,美國)對樣件進行微觀結構表征, 并使用內置X射線能譜分析(EDS)對樣件進行元素分析。

2 結果與討論

2.1 熱重分析及脫脂和燒結曲線制定

熱重分析試驗結果如圖2(a)所示, 從圖中可以看到, 測試溫度從100 ℃升至300 ℃時, 樣件質量的損失緩慢增加, 在300 ℃左右質量損失稍有增大, 同時從熱差曲線可以看到在300 ℃左右出現(xiàn)一個放熱峰, 在這個階段樣件中的硅烷偶聯(lián)劑及分散劑開始反應熱解。但是由于含量較低, 質量損失較小, 放熱反應也不是很明顯。從400 ℃開始到600 ℃,樣件的質量損失劇烈增加, 表現(xiàn)出明顯的放熱反應, 在這個階段樣件中大量的有機樹脂反應熱解。繼續(xù)升溫至1400 ℃, 質量損失基本保持穩(wěn)定不變, 說明在600 ℃以上樣件中有機物幾乎完全脫除, 因此設定脫脂完成溫度為600 ℃。

圖2 堇青石陶瓷生坯的熱重分析結果與脫脂和燒結曲線

(a) TG/DSC curves; (b) Debinding curve; (c) Sintering curve

根據熱重分析結果, 設定樣件分別在氬氣氣氛管式爐和空氣氣氛箱式爐從室溫至600 ℃具體的脫脂升溫曲線如圖2(b)所示。將脫脂升溫速率分別設定為0.1、0.5、1、3和5 ℃/min。脫脂完成后隨爐冷卻至室溫, 觀察樣件表面裂紋情況, 隨后將樣件放入空氣氣氛的高溫燒結爐中進行燒結, 燒結曲線如圖2(c)所示。

2.2 脫脂樣件微結構

在陶瓷的后處理過程中, 脫脂階段會形成裂紋, 這嚴重影響了燒結后的陶瓷性能。觀察在空氣氣氛下以不同的升溫速率脫脂后的樣件表面裂紋情況。圖3(a～e)分別為升溫速率0.1、0.5、1、3和5 ℃/min脫脂后的樣件表面, 從圖中可以發(fā)現(xiàn), 當升溫速率為0.1 ℃/min時, 樣件表面的裂紋最多, 并且裂紋的寬度和深度也是最大。隨著升溫速率提高, 樣件表面裂紋數量逐漸減少。當升溫速率升高到1 ℃/min時,樣件表面只有少數兩三條較大的裂紋。而當升溫速率從1 ℃/min繼續(xù)增大時, 樣件表面又開始出現(xiàn)微細裂紋, 表面微細裂紋數量也繼續(xù)增加 (5 ℃/min)。出現(xiàn)這種情況的原因主要是當以較慢的升溫速率脫脂時, 脫脂時間較長, 而有機物分解從300 ℃已經開始, 在高于300 ℃的脫脂環(huán)境下保溫足夠長時間后, 有機物的分解已經完成。如果升溫速率較慢, 脫脂爐中溫度還未達到設定的600 ℃, 此時樣件中的陶瓷粉末在高溫下長時間保溫, 可能會聚集, 形成孔隙并在樣件表面發(fā)展為裂紋。而當升溫速率過快時, 樣件的熱解速度加快, 氣體不能夠完全由粉末間隙排出, 有機物短時間內熱解氣化在樣品內部空間膨脹產生較大應力, 從而引發(fā)樣件產生裂紋用以排出過量氣體。這說明當使用粉末體積分數較小的漿料在空氣爐中進行脫脂時, 升溫速率并不是越慢越好, 從圖3中可以看到在空氣氣氛中脫脂升溫速率為1 ℃/min時樣品表面質量最好, 但是此時仍然存在少量裂紋。

圖3(f～j)是在氬氣氣氛下脫脂后的樣件表面宏觀形貌, 對應的脫脂升溫速率分別為0.1、0.5、1、3和5 ℃/min。在氬氣氣氛下脫脂的樣件表面呈現(xiàn)黑色, 這是由于在脫脂過程沒有氧氣的參與, 有機物中的C無法反應而繼續(xù)留在樣件中, 導致樣件呈現(xiàn)黑色。在氬氣氣氛中以低升溫速率進行脫脂時, 樣件的表面裂紋情況呈現(xiàn)出與空氣氣氛脫脂截然不同的情況, 使用氬氣脫脂在較低的升溫速率下脫脂后樣件表面完整, 不產生裂紋。圖3(f～h)中樣件的表面都表現(xiàn)完整沒有觀測到宏觀裂紋。而當升溫速率達到3 ℃/min時, 樣件表面出現(xiàn)宏觀裂紋, 繼續(xù)升高到5 ℃/min, 裂紋有增多趨勢。另外, 在脫脂完成后以3和5 ℃/min升溫脫脂后的樣件整體表面呈現(xiàn)出與0.1、0.5和1 ℃/min升溫速率不同的顏色——灰色, 說明表面樣件中有機物尚未分解完全。

圖3 不同升溫速率脫脂后的樣件表面宏觀形貌

In air: (a) 0.1 ℃/min; (b) 0.5 ℃/min; (c) 1 ℃/min; (d) 3 ℃/min; (e) 5 ℃/min; In argon: (f) 0.1 ℃/min; (g) 0.5 ℃/min; (h) 1 ℃/min; (i) 3 ℃/min; (j) 5 ℃/min

2.3 EDS物相分析與燒結件顯微結構

低升溫速率下, 兩種氣氛脫脂后的表面裂紋狀況表現(xiàn)截然相反, 而在兩種氣氛下脫脂后最大的區(qū)別在于C元素的存在與否。實驗通過EDS分析比較了在空氣與氬氣氣氛中, 以1 ℃/min升溫速率脫脂后的樣件表面元素分布情況, 結果如圖4和圖5所示。兩者都存在O、Si、Al、Mg四種元素, 相對原子比例差別不大(分別為15.6 : 4.6 : 3.7 : 1.0和15.0 : 4.2 : 3.3 : 1.0)。不同的是，在氬氣氣氛下脫脂后的樣件中存在C元素。通過觀察元素的分布(圖5(d)), 發(fā)現(xiàn)C元素主要分布在粉末之間的空隙, 表明在脫脂后C元素以玻璃態(tài)形式存在于粉末之間的空隙, 阻止了陶瓷樣品中粉末的聚集。同時在整個樣件中起到骨架的作用, 也能夠協(xié)助阻止樣件在脫脂后坍塌變形。這是在氬氣氣氛中以0.1、0.5和1 ℃/min的升溫速率脫脂后沒有產生與在空氣中脫脂類似裂紋的重要原因。

圖4 空氣氣氛下脫脂后樣件的EDS元素分析

(a) SEM image; EDS mappings of (b) Al, (c) Mg, (d) O and (e) Si; (f) EDS spectrum

在空氣氣氛中脫脂后, 陶瓷坯體非常脆弱, 只要輕微受力即坍塌成零碎狀顆粒, 無法取樣放入掃描電鏡觀察其樣件完整表面微觀形貌。本研究只通過電鏡觀察了氬氣氣氛脫脂后的樣件表面形貌, 如圖6所示。從圖中可以看到, 當升溫速率較低時, 粉末排列緊密, 僅在粉末間存在少量空隙用于排出有機分解物; 當升溫速率升高到3 ℃/min時, 表面開始出現(xiàn)微觀裂紋, 且隨著升溫速率的升高, 裂紋數量增多, 這是由于升溫速率過快導致有機物短時間內劇烈分解來不及從粉末間隙排出去, 引發(fā)的空間膨脹應力超過了陶瓷顆粒間的結合力, 從而產生表面裂紋。因此, 在氬氣氣氛中以較低的升溫速率脫脂可以有效抑制樣件表面微細裂紋。

圖5 氬氣氣氛下脫脂后樣件的EDS元素分析

(a) SEM image; EDS mappings of (b) Al, (c) Mg, (d) C and (e) O; (f) Si; (g) EDS spectrum

2.4 樣件收縮率和致密度

在不同氣氛、不同升溫速率下脫脂以及同樣溫度燒結后樣件的收縮率如圖7(a, b)所示。在兩種氣氛下, 隨著脫脂升溫速率增大, 燒結后的收縮率表現(xiàn)完全相反。在空氣中脫脂的樣件、、方向的收縮率隨著脫脂速率的加快先增大后減小, 而在氬氣氣氛中則表現(xiàn)為隨著脫脂速率增大, 收縮率不斷減小。通過對比圖7(a, b)發(fā)現(xiàn), 在低于1 ℃/min速率脫脂時, 在氬氣氣氛脫脂后的收縮率均大于空氣氣氛脫脂, 在氬氣氣氛中以0.1 ℃/min脫脂的樣件收縮率最大, 其方向收縮率為22.61%,方向收縮率為22.55%,方向收縮率為25.79%。結合表面裂紋情況, 在空氣中脫脂的樣件, 升溫速率在0.1 ℃/min時, 表面產生很多大裂紋, 這些裂紋在后續(xù)燒結中并不能通過液相的填充而愈合, 因此在各個方向的收縮率最小。而升溫速率較大時, 產生的較小裂紋可以在燒結過程中部分愈合, 從而表現(xiàn)出較大的收縮率。在氬氣氣氛下脫脂的表面裂紋數量隨著脫脂速率加快而增多, 因此表現(xiàn)出收縮率隨著脫脂速率的升高而降低。

燒結后樣件的相對密度如圖7(c)所示。兩種氣氛下樣件的相對密度波動范圍在93.7%～94.6%之間, 變化的趨勢與收縮率趨勢基本一致, 收縮率越大, 樣件的相對密度越大, 在氬氣下以0.1 ℃/min的升溫速率脫脂樣件可以得到最大相對密度(94.6±0.3)%。

2.5 樣件力學性能

圖7(d)所示為不同氣氛、不同脫脂升溫速率脫脂再燒結后樣件的彎曲強度, 從圖中可以看到當升溫速率≤1 ℃/min時, 氬氣氣氛下脫脂的樣件彎曲強度明顯高于空氣氣氛脫脂樣件; 而當升溫速率> 1 ℃/min時, 空氣氣氛下樣件彎曲強度會稍微高于氬氣氣氛脫脂樣件。在氬氣氣氛脫脂, 當升溫速率高于1 ℃/min時, 樣件的彎曲強度會隨著脫脂升溫速率增大而降低, 升溫速率低于1 ℃/min樣件彎曲強度幾乎沒有變化。而在空氣氣氛脫脂時, 樣件彎曲強度會隨著升溫速率增大先升高后降低。在氬氣氣氛以0.1 ℃/min進行脫脂再燒結后的樣件彎曲強度最高為(94.3±3.2) MPa。

2.6 樣件最終燒結結果

根據上述結果和分析, 最終選擇氬氣氣氛并以1 ℃/min脫脂速率對堇青石陶瓷樣件進行脫脂處理。打印燒結了長方體實體樣件與具有交叉通孔的蜂窩陶瓷樣件。圖8展示了最終的燒結效果, 其中實體樣件相對密度達到94.6%,、、軸方向收縮率分別為22.61%、22.55%、25.79%, 各個方向的收縮較為均勻, 樣件表面較為平整, 并且無明顯缺陷, 表明在打印樣件沒有缺陷的情況下, 使用該種脫脂燒結策略可以得到較為完好的樣件。

圖6 在氬氣氣氛下脫脂后的樣件表面微觀形貌

(a) 0.1 ℃/min; (b) 0.5 ℃/min; (c) 1 ℃/min; (d) 3 ℃/min; (e) 5 ℃/min

圖7 在不同氣氛、不同脫脂升溫速率下脫脂并經燒結后樣件的性能

(a) Shrinkage rate-debinding in air; (b) Shrinkage rate-debinding in argon; (c) Relative density; (d) Bending strength

圖8 優(yōu)化脫脂策略后燒結的樣件

(a, b) Dense rectangular sample; (c) Honeycomb structures with complex inter-crossing channels

3 結論

本研究采用DLP光固化的方法以堇青石和有機樹脂為主要原料打印了堇青石陶瓷坯體, 探討了在氬氣和空氣氣氛下不同脫脂升溫速率對DLP打印堇青石陶瓷性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)脫脂氣氛會顯著影響脫脂后樣件的表面裂紋情況。使用氬氣氣氛脫脂可以減少脫脂裂紋, 并且在氬氣氣氛中脫脂樣件的最終燒結件的收縮率、相對密度、彎曲強度都顯著高于空氣氣氛脫脂樣件的最終燒結件。在空氣氣氛脫脂時, 隨著升溫速率的加快, 樣件表面裂紋數量先減少后增多, 而收縮率、相對密度與彎曲強度先變大后減小, 當升溫為1 ℃/min時各項性能表現(xiàn)較好但樣件表面仍然存在少量裂紋, 其相對密度為94.4%, 彎曲強度只有79.3 MPa。在氬氣氣氛中脫脂時, 隨著升溫速率加快, 樣件表面裂紋增多, 而收縮率、相對密度與彎曲強度變小。從時間成本角度考慮, 升溫速率1 ℃/min時燒結件表現(xiàn)最佳, 其表面完整無裂紋且相對密度達到(94.6±0.3)%, 彎曲強度達到(94.3±3.2) MPa。使用光固化3D打印技術制造的堇青石陶瓷經過合適的脫脂燒結等熱處理后, 可以較為理想地抑制變形開裂等缺陷, 從而為3D打印堇青石陶瓷的應用提供基礎。

[1] CAMERUCCI M A, URRETAVIZCAYA G, CASTRO M S,Electrical properties and thermal expansion of cordierite and cordi-erite- mullite materials., 2001, 21(16): 2917–2923.

[2] LAMARA S, REDAOUI D, SAHNOUNE F,Microstructure, thermal expansion, hardness and thermodynamic parameters of cordierite materials synthesized from Algerian natural clay minerals and magnesia., 2020, 60(5): 291–306.

[3] SITTIAKKARANON S. Thermal shock resistance of mullite- cordierite ceramics from kaolin, talc and alumina raw materials., 2019, 17(4): 1864–1871.

[4] CHEN Z, LIU C, LI J,Mechanical properties and microstruc-tures of 3D printed bulk cordierite parts., 2019, 45(15): 19257–19267.

[5] G?K?E H, A?AO?ULLARI D, ?VE?O?LU M L,Chara-cterization of microstructural and thermal properties of steatite/ cordierite ceramics prepared by using natural raw materials., 2011, 31(14): 2741-2747.

[6] AVILA P, MONTES M, MIRó E E. Monolithic reactors for environmental applications: a review on preparation technologies., 2005, 109(1/2/3): 11–36.

[7] DAS R N, MADHUSOODANA C D, OKADA K, Rheological studies on cordierite honeycomb extrusion., 2002, 22(16): 2893–2900.

[8] LIANG Q, LI D, YANG G. Rapid fabrication of diamond-struc-tured ceramic photonic crystals with graded dielectric constant and its controllable stop band properties., 2013, 39(1): 153–157.

[9] MELCHELS F P W, FEIJEN J, GRIJPMA D W. A review on stereolithography and its applications in biomedical engineering., 2010, 31(24): 6121–6130.

[10] ZHOU W, LI D, CHEN Z. Direct fabrication of an integral ceramic mould by stereolithography., 2010, 224(2): 237–243.

[11] ZOCCA A, COLOMBO P, GOMES C M,. Additive man-ufacturing of ceramics: issues, potentialities, and opportunities., 2015, 98(7): 1983–2001.

[12] CHEN Z, LI Z, LI J,3D printing of ceramics: a review., 2019, 39(4): 661–687.

[13] CHEN Z, LI D, ZHOU W. Process parameters appraisal of fabrica-ting ceramic parts based on stereolithography using the Taguchi method., 2012, 226(7): 1249–1258.

[14] LIU Y, CHEN Z, LI J,3D printing of ceramic cellular structures for potential nuclear fusion application., 2020, 35: 101348.

[15] RASAKI S A, XIONG D, XIONG S,Photopolymerization- based additive manufacturing of ceramics: a systematic review., 2021, 10(3): 442–471.

[16] LIU C, XU F, LIU Y,High mass loading ultrathick porous Li4Ti5O12electrodes with improved areal capacity fabricatedlow temperature direct writing., 2019, 314: 81–88.

[17] WU Z, HUAN Z, ZHU Y,3D printing and characterization of microsphere hydroxyapatite scaffolds., 2021, 36(6): 601–607.

[18] CHEN Z, BRANDON N. Inkjet printing and nanoindentation of porous alumina multilayers., 2016, 42(7): 8316–8324.

[19] CHEN Z, OUYANG J, LIANG W,Development and chara-cterizations of novel aqueous-based LSCF suspensions for inkjet printing., 2018, 44(11): 13381–13388.

[20] ZHANG L, YANG X, XU X,3D printed zirconia ceramicsfused deposit modeling and its mechanical properties., 2021, 36(4): 436–442.

[21] LIU S, LI M, WU J,Preparation of high-porosity Al2O3ceramic foamsselective laser sintering of Al2O3poly-hollow microspheres., 2020, 46(4): 4240–4247.

[22] FERRAGE L, BERTRAND G, LENORMAND P. Dense yttria- stabilized zirconia obtained by direct selective laser sintering., 2018, 21: 472–478.

[23] MINASYAN T, LIU L, AGHAYAN M,A novel approach to fabricate Si3N4by selective laser melting., 2018, 44(12): 13689–13694.

[24] CHEN Z, LI J, LIU C,Preparation of high solid loading and low viscosity ceramic slurries for photopolymerization-based 3D printing., 2019, 45(9): 11549–11557.

[25] SHUAI X, ZENG Y, LI P,Fabrication of fine and complex lattice structure Al2O3ceramic by digital light processing 3D prin-ting technology., 2020, 55: 6771–6782.

[26] LI H, SONG L, SUN J,Stereolithography-fabricated zirconia dental prostheses: concerns based on clinical requirements., 2020, 119(5/6): 236–243.

[27] FENG C, ZHANG C, HE R,Additive manufacturing of hydr-o-xyapatite bioceramic scaffolds: dispersion, digital light processing, sintering, mechanical properties, and biocompatibility., 2020, 9: 360–373.

[28] HE R, DING G, ZHANG K,Fabrication of SiC ceramic arch-i-tectures using stereolithography combined with precursor infiltra-tion and pyrolysis.2019, 45(11): 14006–14014.

[29] ZHANG C, LUO Z, LIU C,Dimensional retention of photo-cured ceramic units during 3D printing and sintering processes., 2021, 47(8): 11097–11108.

[30] CHEN Z, LIU C, LI J,Mechanical properties and microstr-uctures of 3D printed bulk cordierite parts., 2019, 45(15): 19257–19267.

Influence of Debinding Process on the Properties of Photopolymerization 3D Printed Cordierite Ceramics

ZHU Junyi, ZHANG Cheng, LUO Zhongqiang, CAO Jiwei, LIU Zhiyuan, WANG Pei, LIU Changyong, CHEN Zhangwei

(Additive Manufacturing Institute, Shenzhen University, Shenzhen 518060, China)

Photopolymerization 3D printing method is an effective means for the manufacturing of ceramics with highly complex-shaped structures and exceptional performance. The printed samples need to undergo heat treatment such as debinding and sintering before becoming usable final ceramic parts in various industrial applications, and the debinding process has a great impact on the properties of the printed ceramic parts. In this study, effect of the debinding process on physical properties and mechanical performance of the cordierite ceramics prepared by DLP photopolymerization 3D printing was studied, and defect suppression strategy was established accordingly. The effects of debinding atmosphere and heating rate on surface cracks and material elemental distributionof ceramic samples were compared and analyzed. The microstructure, size shrinkage, relative density, and mechanical performance such as bending strength of the sintered samples were also studied. It is found that the debinding atmosphere has the most significant influence on the properties of the sintered samples, in which the surface cracks can be significantly reduced, and the relative density, and bending strength can be increased when the debinding process is conducted in argon atmosphere at the optimized heating rate of 1 ℃/min. After debinding and sintering, the cordierite ceramic samples with a relative density of (94.6±0.3)% and a bending strength of (94.3±3.2) MPa was obtained. In conclusion, this study provides a scientific basis and technical reference for fabrication and application of cordierite ceramics based on photopolymerization 3D printing method.

cordierite ceramic; photopolymerization 3D printing; debinding; sintering; properties

TQ174

A

1000-324X(2022)03-0317-08

10.15541/jim20210624

2021-10-08;

2021-10-21;

2021-11-01

國家自然科學基金(51975384); 廣東省自然科學基金(2020A1515011547); 深圳市基礎研究(JCYJ20190808144009478);深圳市高校穩(wěn)定支持項目(20200731211324001); 深大-臺北科大合作項目(2021007)

National Natural Science Foundation of China (51975384); Natural Science Foundation of Guangdong Province (2020A1515011547); Basic Research Foundation of Shenzhen (JCYJ20190808144009478); University Support Fund of Shenzhen City (20200731211324001); NTUT-SZU Joint Research Program (2021007)

朱俊逸(1996–), 男, 碩士研究生. E-mail: 386398374@qq.com

ZHU Junyi (1996–), male, Master candidate. E-mail: 386398374@qq.com

陳張偉, 教授. E-mail: chen@szu.edu.cn

CHEN Zhangwei, professor. E-mail: chen@szu.edu.cn