氧化锆介绍
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Tp1 (℃)
8 305.13
10 316.62
12 321.21
15 332.70
Tp2 (℃)
528.02
534.91
544.10
553.30
Tp1: t-ZrO2析晶放热峰温度
Tp2: m-ZrO2析晶放热峰温度
析晶活化能
根据JMA方程，等温条件下析晶体积分数可描 述为： x =1-exp[-(kt)n] 式中x为结晶体积分数，k为析晶动力学参数，t 为等温时间，n是反映析晶机理的指数。一般 情况k可表示为： k =νexp(-E/RT) 式中ν为频率因子（s-1），E为析晶活化能，T 为开氏温度，R为气体常数
正由于氧化锆有晶型转变和体积突变的特点， 因此单用纯氧化锆就很难制造出烧结且又不开裂的 制品。当向氧化锆中加入一些与Zr4+离子半径相差 在 12% 以 内 的 氧 化 物 ， 如 CaO 、 MgO 、 Y2O3 、 CeO2 等，经高温处理后就可以得到从室温直至 2000℃以上都稳定的立方晶型的氧化锆固溶体，从
相变过程伴随有9 %的体积膨胀。此膨胀表 现出强烈的各向异性，b轴方向的膨胀可以 忽略，实质的膨胀主要发生在a轴和c轴方向 上，同时晶格常数发生突变。 新相和母相之间存在一定的取向关系。 相变不是在一特定温度下进行的，而是有一 定温度范围，其中开始相变的温度是重要参 数。 相变表现出大的热滞后现象，纯ZrO2正向加 热m→t转变在1137 ℃左右发生，而反向降 温时t→m相变在850-1000 ℃发生。 相变是以声速进行的，它总是在一瞬间完成。
3、单斜相和四方相之间相互转化
相变是无热的。即相变的量只随温度变化 而不随时间变化，为使相变进一步发生必 须增大相变驱动力，即进一步降低温度。
相变的结构转变是无扩散的。母相通过切 变来形成新相，通过原子的集体协调运动 来完成，相变后每个原子的近邻原子的种 类不变，原子的运动小于一个原子间距， 仅仅是Zr、O原子的较小的移动。 相变材料出现表面凸起。
在低温区析出t-ZrO2，这与传统 的t-ZrO2的稳定区间产生矛盾
原因：晶体结构、表面能、析
晶活化能
晶体结构
t-ZrO 2
(-111)
(111)
m-ZrO2
1000 C,1h 800 C,1h
o
o
(111)
600 C,1h
o
400 C,1h
o
0.2
o
Temperature difference( C/mg)
316.62 C 534.91 C 0.1
o
10 C/min
o
o
0.0 128.6 C 0 200 400 600
o o
800
1000
Temperature ( C)
析晶活化能
表5-2 不同升温速率下凝胶粉的DTA数据
升温速率 (℃/min)
ΔH——单位体积的相变热
将ΔH=2.82108 J/m3、Tb=1170 ℃、t-ZrO2 和m-ZrO2的表面能1.46和0.55 J/m2代入公式 中，得到rc=15.3 nm。即t-ZrO2稳定存在的 临界尺寸为30.6 nm
表面能
使用Scherrer公式,由图5-4的XRD衍射谱可以计算晶粒尺寸。
表面能
Garrie通过对热力学方程进行简单的处理， 计算出t-ZrO2稳定存在的临界尺寸。 球状晶体的自由能可描述为：
4 3 2 G r GV 4r 3
r——晶体半径
GV——单位体积的自由能
γ——晶体表面能
表面能
t-ZrO2与m-ZrO2的自由能之差为 ：
4 3 2 Gr r GV 4r t m 3
图5-6 DTA分析中ln（β/Tp2）与1/Tp关系曲线：（a）t-ZrO2，（b）m-ZrO2
2
小结
晶体结构、表面能及析晶活
化能三个方面均显示，低温 下纳米二氧化锆凝胶粉中的 亚稳t-ZrO2易先于m-ZrO2析 出并稳定存在
稳定的ZrO2
氧化锆的几个术语
PSZ：部分稳定氧化锆，又叫陶瓷钢 TZP：四方多晶氧化锆 Y-TZP：掺Y2O3稳定剂的四方多晶氧化锆
ZrO2的性质
含锆的矿石：斜锆石（ZrO2)，锆英石 (ZrO2 · SiO2)； 颜色：白色（高纯ZrO2）； 黄色或灰色（含 少量杂质的ZrO2），常含二氧化铪杂质； 密度：5.65~6.27g/cm3；
熔点：2715℃。
ZrO2的晶型及其转化
单斜、四方、立方晶系3种 1170 ℃ 2370 ℃ 2715 ℃ m-ZrO2 t-ZrO2 c-ZrO2 liq-ZrO2 d = 5.65 6.10 6.27 g/cm3 m-ZrO2 t-ZrO2 T=~1200 ℃ m-ZrO2 t-ZrO2 T=~1000 ℃ 3~5%的体积膨胀和7~8%的切应变 稳定ZrO2 稳定剂微裂纹 Y2O3，CaO，MgO et al.
5. 气相沉积法
Zr(OC3H7)4粉体蒸汽 320-450 ℃热分解 ZrO2超细粉
ZrO2陶瓷粉体制备
单纯ZrO2很难生产ZrO2陶瓷 原因：晶型转变体积变化制品开裂 途径：加入稳定剂 Y2O3 CaO MgO et al., 无异常膨胀/收缩稳定c-/t-ZrO2(Y2O3 8mol%) 抗折强度~35MPa Y2O3-PSZ (Y2O3 3-4mol%) 抗折强度~140MPa 良好ZrO2陶瓷 PSZ: Partially Stabilized Zirconia 稳定剂的阳离子半径与Zr4+离子半径相差小于12%
析晶活化能
Gel粉的DTA曲线如图5-5所示
在128.6 ℃处有较强的吸 热峰，是由于水解产物中 的游离水、有机溶剂挥发 或分解所致；在316 ℃有 一个放热峰，根据XRD衍 射谱可知，这是无定形 Gel中结晶析出t-ZrO2并释 放结晶潜热产生的；而 534 ℃左右的放热峰则是 亚稳的t-ZrO2→m-ZrO2相 变形成的。
ΔG(r)——单位体积的t-ZrO2和m-ZrO2自由能差 γt——t-ZrO2的表面能
γm——m-ZrO2的表面能
表面能
设ΔG(r)=0，则在正常t-ZrO2→m-ZrO2相变温度Tb下 的某一温度T，t-ZrO2的临界尺寸表示为:
3 t m rc H 1 T Tb
20
25
30 35 40 45 Degrees two theta (CuK)
50
55
图5-4 不同温度下二氧化锆凝胶粉的XRD衍射图
晶体结构
由图5-4可看出400℃时的ZrO2非晶馒头峰 峰顶与t-ZrO2的具有最大峰强的（111） 衍射峰相对应。表明非晶态的近程有序 结构与t-ZrO2的晶体结构类似。这种结构 相近性，使得非晶态ZrO2向t-ZrO2的转变 只需克服较小的晶格畸变能。因此， ZrO2凝胶中的非晶态更易向t-ZrO2转变
表5-1 不同温度下t-ZrO2与m-ZrO2的平均晶粒尺寸 热处理温度 (℃) t-ZrO2晶粒尺寸 (nm) m-ZrO2晶粒尺寸 (nm) 600 8.6
9.4
800 17
15.5
1000 －
33.8
从表5-1看到500、600和800 ℃热处理后tZrO2晶粒尺寸分别为5.1、8.6和17 nm， 处于表面能起决定作用的t-ZrO2稳定存在 的尺寸范围内，因此亚稳t-ZrO2可在低温 稳定存在。至1000 ℃热处理后，m-ZrO2 晶粒尺寸达到33.8 nm，而此时t-ZrO2已完 全消失，可知由于t-ZrO2此时晶粒尺寸已 大于30.6 nm的保持稳定的临界尺寸，所 以失稳并完全转变为m-ZrO2。
析晶活化能
在非等温条件下应用此式，需要对JMA 方程进行修正。由Bansal N P等人修正 后的方程为：
E ln 2 ln( E / R) ln RT p Tp
其中，Tp是DTA的峰值温度，β是升温速率
析晶活化能
以表5-2的数据代入方程中，分别绘制tZrO2和m-ZrO2的ln（β/Tp2）-1/Tp关系曲 线如图5-6(a)、(b)所示，由此直线的斜率 可得到溶胶-凝胶法制备的二氧化锆粉中 的t-ZrO2和m-ZrO2析晶活化能分别为 56.5kJmol-1和109.2kJmol-1。t-ZrO2析晶活 化能更低，即析出t-ZrO2所克服的能垒更 低，因此从二氧化锆凝胶粉中更易析出tZrO2并稳定存在。
0 .9 D cos
D ——平均晶粒尺寸（nm）
——衍射角
——2衍射峰的半高宽（弧度） =0.15418 nm
表面能
t-ZrO2和m-ZrO2的主衍射峰t（111）和m（-111）所对应的2 衍射角分别为30.5°和28°，由这二个主衍射峰计算不同温度 下t-ZrO2和m-ZrO2平均晶粒尺寸如表5-1所示。
析晶活化能
-10.0 -10.1 -10.2
-10.6 -10.7 -10.8
ln(/Tp )
ln(/Tp )
-10.3 -10.4 -10.5 -10.6 -10.7 1.64 1.66 1.68 1.70 -1 1000/Tp(K ) (a) 1.72 1.74
2
-10.9 -11.0 -11.1 -11.2 -11.3 1.21 1.22 1.23 1.24 -1 1000/Tp(K ) (b) 1.25 1.26
ZrO2陶瓷 ZIRCONIA CERAMICS
ZrO2陶瓷
4.1 概述 4.2 ZrO2的特征 4.3 ZrO2结构陶瓷 4.4 ZrO2气敏陶瓷 4.5 ZrO2导电陶瓷 4.6 ZrO2高温热敏陶瓷（NTC）
ZrO2的市场
2000 年世界Z源自文库O2的销售额约为450 亿美元。
而消除了体积突变。
氧化锆稳定化时，一般用含量大于 96%的单斜氧化锆原 料与稳定剂一起在瓷球磨筒内研磨混合8~24h，然后加入少量 结合剂，在 60~100MPa压力下压成坯块，压块的目的是使颗 粒紧密接触，促进固相反应，有利于均匀稳定。 稳定化温度范围：1450~1800℃ 。
溶胶-凝胶制备的二氧化锆中，
2. 高温碱解法
3. 水热法
工艺流程：
– 锆盐溶液的水热处理→过滤→干燥（70 ℃ ）
→ZrO2微粉/超细粉
水热反应条件：T＞200℃，P=10MPa 设备：高压釜 原料：锆盐（ZrOCl2）溶液 化学反应： – ZrOCl2+H2O→ZrO2+HCl
4. 等离子体合成法
1)ZrSiO4粉体注入等离子弧反应室 ZrSiO4 ZrO2 + SiO2 + 2NaOH + H2O (煮沸) ZrO2 + Na2SiO3 洗涤 ZrO2粉体 2)等离子体加热粉体至2100-2300 ℃ ZrSiO4 c-ZrO2(10-100nm) + SiO2(liq) NaOH溶液处理 ZrO2粉体
氧化锆陶瓷
ZrO2结构陶瓷
ZrO2粉体的制备 ZrO2陶瓷的制备 ZrO2陶瓷的性质和用途
ZrO2粉体的制备
1. 锆英石加碳氯化法 ZrSiO4 + C + 4Cl2 ZrCl4 + SiCl4 + 4CO >300 ℃(升华） 57.6 ℃ (+H2O) ZrOCl2 氯氧化锆凝固150-180 ℃ ，与SiCl4分离 冷却结晶/焙烧 ZrO2(粉体) + Cl2 或，ZrOCl2 + 2NH3 + 2H2O Zr(OH)4 + 2NH4Cl 热分解 ZrO2超细粉
– 日本占41~42%
– 美国占22%左右
氧化锆陶瓷的用途 结构材料：磨料磨具、耐火材料等 功能材料：
– 氧传感器
– 固体氧化物燃料电池
– 高温发热体
氧化锆陶瓷的研发历史
20世纪20年代开始就被用做熔化玻璃和冶炼钢铁等的 耐火材料； 1968年，日本松下电器公司开发出氧化锆非线性电阻 元件； 1973年，美国R. Zechnall制得电解质氧传感器，能正 确显示汽车发动机的空气/燃料比，1980年用于钢铁工 业； 1975年，澳大利亚R. G. Garvie以CaO为稳定剂制得部 分稳定的氧化锆，并首次利用陶瓷马氏体相变的增韧 效应，提高了其韧性和强度； 1982年，日本绝缘子公司和美国Cummins发动机公司 共同开发出节能柴油机缸套。 氧化锆陶瓷
8 305.13
10 316.62
12 321.21
15 332.70
Tp2 (℃)
528.02
534.91
544.10
553.30
Tp1: t-ZrO2析晶放热峰温度
Tp2: m-ZrO2析晶放热峰温度
析晶活化能
根据JMA方程，等温条件下析晶体积分数可描 述为： x =1-exp[-(kt)n] 式中x为结晶体积分数，k为析晶动力学参数，t 为等温时间，n是反映析晶机理的指数。一般 情况k可表示为： k =νexp(-E/RT) 式中ν为频率因子（s-1），E为析晶活化能，T 为开氏温度，R为气体常数
正由于氧化锆有晶型转变和体积突变的特点， 因此单用纯氧化锆就很难制造出烧结且又不开裂的 制品。当向氧化锆中加入一些与Zr4+离子半径相差 在 12% 以 内 的 氧 化 物 ， 如 CaO 、 MgO 、 Y2O3 、 CeO2 等，经高温处理后就可以得到从室温直至 2000℃以上都稳定的立方晶型的氧化锆固溶体，从
相变过程伴随有9 %的体积膨胀。此膨胀表 现出强烈的各向异性，b轴方向的膨胀可以 忽略，实质的膨胀主要发生在a轴和c轴方向 上，同时晶格常数发生突变。 新相和母相之间存在一定的取向关系。 相变不是在一特定温度下进行的，而是有一 定温度范围，其中开始相变的温度是重要参 数。 相变表现出大的热滞后现象，纯ZrO2正向加 热m→t转变在1137 ℃左右发生，而反向降 温时t→m相变在850-1000 ℃发生。 相变是以声速进行的，它总是在一瞬间完成。
3、单斜相和四方相之间相互转化
相变是无热的。即相变的量只随温度变化 而不随时间变化，为使相变进一步发生必 须增大相变驱动力，即进一步降低温度。
相变的结构转变是无扩散的。母相通过切 变来形成新相，通过原子的集体协调运动 来完成，相变后每个原子的近邻原子的种 类不变，原子的运动小于一个原子间距， 仅仅是Zr、O原子的较小的移动。 相变材料出现表面凸起。
在低温区析出t-ZrO2，这与传统 的t-ZrO2的稳定区间产生矛盾
原因：晶体结构、表面能、析
晶活化能
晶体结构
t-ZrO 2
(-111)
(111)
m-ZrO2
1000 C,1h 800 C,1h
o
o
(111)
600 C,1h
o
400 C,1h
o
0.2
o
Temperature difference( C/mg)
316.62 C 534.91 C 0.1
o
10 C/min
o
o
0.0 128.6 C 0 200 400 600
o o
800
1000
Temperature ( C)
析晶活化能
表5-2 不同升温速率下凝胶粉的DTA数据
升温速率 (℃/min)
ΔH——单位体积的相变热
将ΔH=2.82108 J/m3、Tb=1170 ℃、t-ZrO2 和m-ZrO2的表面能1.46和0.55 J/m2代入公式 中，得到rc=15.3 nm。即t-ZrO2稳定存在的 临界尺寸为30.6 nm
表面能
使用Scherrer公式,由图5-4的XRD衍射谱可以计算晶粒尺寸。
表面能
Garrie通过对热力学方程进行简单的处理， 计算出t-ZrO2稳定存在的临界尺寸。 球状晶体的自由能可描述为：
4 3 2 G r GV 4r 3
r——晶体半径
GV——单位体积的自由能
γ——晶体表面能
表面能
t-ZrO2与m-ZrO2的自由能之差为 ：
4 3 2 Gr r GV 4r t m 3
图5-6 DTA分析中ln（β/Tp2）与1/Tp关系曲线：（a）t-ZrO2，（b）m-ZrO2
2
小结
晶体结构、表面能及析晶活
化能三个方面均显示，低温 下纳米二氧化锆凝胶粉中的 亚稳t-ZrO2易先于m-ZrO2析 出并稳定存在
稳定的ZrO2
氧化锆的几个术语
PSZ：部分稳定氧化锆，又叫陶瓷钢 TZP：四方多晶氧化锆 Y-TZP：掺Y2O3稳定剂的四方多晶氧化锆
ZrO2的性质
含锆的矿石：斜锆石（ZrO2)，锆英石 (ZrO2 · SiO2)； 颜色：白色（高纯ZrO2）； 黄色或灰色（含 少量杂质的ZrO2），常含二氧化铪杂质； 密度：5.65~6.27g/cm3；
熔点：2715℃。
ZrO2的晶型及其转化
单斜、四方、立方晶系3种 1170 ℃ 2370 ℃ 2715 ℃ m-ZrO2 t-ZrO2 c-ZrO2 liq-ZrO2 d = 5.65 6.10 6.27 g/cm3 m-ZrO2 t-ZrO2 T=~1200 ℃ m-ZrO2 t-ZrO2 T=~1000 ℃ 3~5%的体积膨胀和7~8%的切应变 稳定ZrO2 稳定剂微裂纹 Y2O3，CaO，MgO et al.
5. 气相沉积法
Zr(OC3H7)4粉体蒸汽 320-450 ℃热分解 ZrO2超细粉
ZrO2陶瓷粉体制备
单纯ZrO2很难生产ZrO2陶瓷 原因：晶型转变体积变化制品开裂 途径：加入稳定剂 Y2O3 CaO MgO et al., 无异常膨胀/收缩稳定c-/t-ZrO2(Y2O3 8mol%) 抗折强度~35MPa Y2O3-PSZ (Y2O3 3-4mol%) 抗折强度~140MPa 良好ZrO2陶瓷 PSZ: Partially Stabilized Zirconia 稳定剂的阳离子半径与Zr4+离子半径相差小于12%
析晶活化能
Gel粉的DTA曲线如图5-5所示
在128.6 ℃处有较强的吸 热峰，是由于水解产物中 的游离水、有机溶剂挥发 或分解所致；在316 ℃有 一个放热峰，根据XRD衍 射谱可知，这是无定形 Gel中结晶析出t-ZrO2并释 放结晶潜热产生的；而 534 ℃左右的放热峰则是 亚稳的t-ZrO2→m-ZrO2相 变形成的。
ΔG(r)——单位体积的t-ZrO2和m-ZrO2自由能差 γt——t-ZrO2的表面能
γm——m-ZrO2的表面能
表面能
设ΔG(r)=0，则在正常t-ZrO2→m-ZrO2相变温度Tb下 的某一温度T，t-ZrO2的临界尺寸表示为:
3 t m rc H 1 T Tb
20
25
30 35 40 45 Degrees two theta (CuK)
50
55
图5-4 不同温度下二氧化锆凝胶粉的XRD衍射图
晶体结构
由图5-4可看出400℃时的ZrO2非晶馒头峰 峰顶与t-ZrO2的具有最大峰强的（111） 衍射峰相对应。表明非晶态的近程有序 结构与t-ZrO2的晶体结构类似。这种结构 相近性，使得非晶态ZrO2向t-ZrO2的转变 只需克服较小的晶格畸变能。因此， ZrO2凝胶中的非晶态更易向t-ZrO2转变
表5-1 不同温度下t-ZrO2与m-ZrO2的平均晶粒尺寸 热处理温度 (℃) t-ZrO2晶粒尺寸 (nm) m-ZrO2晶粒尺寸 (nm) 600 8.6
9.4
800 17
15.5
1000 －
33.8
从表5-1看到500、600和800 ℃热处理后tZrO2晶粒尺寸分别为5.1、8.6和17 nm， 处于表面能起决定作用的t-ZrO2稳定存在 的尺寸范围内，因此亚稳t-ZrO2可在低温 稳定存在。至1000 ℃热处理后，m-ZrO2 晶粒尺寸达到33.8 nm，而此时t-ZrO2已完 全消失，可知由于t-ZrO2此时晶粒尺寸已 大于30.6 nm的保持稳定的临界尺寸，所 以失稳并完全转变为m-ZrO2。
析晶活化能
在非等温条件下应用此式，需要对JMA 方程进行修正。由Bansal N P等人修正 后的方程为：
E ln 2 ln( E / R) ln RT p Tp
其中，Tp是DTA的峰值温度，β是升温速率
析晶活化能
以表5-2的数据代入方程中，分别绘制tZrO2和m-ZrO2的ln（β/Tp2）-1/Tp关系曲 线如图5-6(a)、(b)所示，由此直线的斜率 可得到溶胶-凝胶法制备的二氧化锆粉中 的t-ZrO2和m-ZrO2析晶活化能分别为 56.5kJmol-1和109.2kJmol-1。t-ZrO2析晶活 化能更低，即析出t-ZrO2所克服的能垒更 低，因此从二氧化锆凝胶粉中更易析出tZrO2并稳定存在。
0 .9 D cos
D ——平均晶粒尺寸（nm）
——衍射角
——2衍射峰的半高宽（弧度） =0.15418 nm
表面能
t-ZrO2和m-ZrO2的主衍射峰t（111）和m（-111）所对应的2 衍射角分别为30.5°和28°，由这二个主衍射峰计算不同温度 下t-ZrO2和m-ZrO2平均晶粒尺寸如表5-1所示。
析晶活化能
-10.0 -10.1 -10.2
-10.6 -10.7 -10.8
ln(/Tp )
ln(/Tp )
-10.3 -10.4 -10.5 -10.6 -10.7 1.64 1.66 1.68 1.70 -1 1000/Tp(K ) (a) 1.72 1.74
2
-10.9 -11.0 -11.1 -11.2 -11.3 1.21 1.22 1.23 1.24 -1 1000/Tp(K ) (b) 1.25 1.26
ZrO2陶瓷 ZIRCONIA CERAMICS
ZrO2陶瓷
4.1 概述 4.2 ZrO2的特征 4.3 ZrO2结构陶瓷 4.4 ZrO2气敏陶瓷 4.5 ZrO2导电陶瓷 4.6 ZrO2高温热敏陶瓷（NTC）
ZrO2的市场
2000 年世界Z源自文库O2的销售额约为450 亿美元。
而消除了体积突变。
氧化锆稳定化时，一般用含量大于 96%的单斜氧化锆原 料与稳定剂一起在瓷球磨筒内研磨混合8~24h，然后加入少量 结合剂，在 60~100MPa压力下压成坯块，压块的目的是使颗 粒紧密接触，促进固相反应，有利于均匀稳定。 稳定化温度范围：1450~1800℃ 。
溶胶-凝胶制备的二氧化锆中，
2. 高温碱解法
3. 水热法
工艺流程：
– 锆盐溶液的水热处理→过滤→干燥（70 ℃ ）
→ZrO2微粉/超细粉
水热反应条件：T＞200℃，P=10MPa 设备：高压釜 原料：锆盐（ZrOCl2）溶液 化学反应： – ZrOCl2+H2O→ZrO2+HCl
4. 等离子体合成法
1)ZrSiO4粉体注入等离子弧反应室 ZrSiO4 ZrO2 + SiO2 + 2NaOH + H2O (煮沸) ZrO2 + Na2SiO3 洗涤 ZrO2粉体 2)等离子体加热粉体至2100-2300 ℃ ZrSiO4 c-ZrO2(10-100nm) + SiO2(liq) NaOH溶液处理 ZrO2粉体
氧化锆陶瓷
ZrO2结构陶瓷
ZrO2粉体的制备 ZrO2陶瓷的制备 ZrO2陶瓷的性质和用途
ZrO2粉体的制备
1. 锆英石加碳氯化法 ZrSiO4 + C + 4Cl2 ZrCl4 + SiCl4 + 4CO >300 ℃(升华） 57.6 ℃ (+H2O) ZrOCl2 氯氧化锆凝固150-180 ℃ ，与SiCl4分离 冷却结晶/焙烧 ZrO2(粉体) + Cl2 或，ZrOCl2 + 2NH3 + 2H2O Zr(OH)4 + 2NH4Cl 热分解 ZrO2超细粉
– 日本占41~42%
– 美国占22%左右
氧化锆陶瓷的用途 结构材料：磨料磨具、耐火材料等 功能材料：
– 氧传感器
– 固体氧化物燃料电池
– 高温发热体
氧化锆陶瓷的研发历史
20世纪20年代开始就被用做熔化玻璃和冶炼钢铁等的 耐火材料； 1968年，日本松下电器公司开发出氧化锆非线性电阻 元件； 1973年，美国R. Zechnall制得电解质氧传感器，能正 确显示汽车发动机的空气/燃料比，1980年用于钢铁工 业； 1975年，澳大利亚R. G. Garvie以CaO为稳定剂制得部 分稳定的氧化锆，并首次利用陶瓷马氏体相变的增韧 效应，提高了其韧性和强度； 1982年，日本绝缘子公司和美国Cummins发动机公司 共同开发出节能柴油机缸套。 氧化锆陶瓷