主晶相为Y₃Al₅O₁₂的Y-Al-Si-O-N微晶玻璃的制备

李秀英，卢安贤

(中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙，410083)

摘要：为制备主晶相为Y₃Al₅O₁₂(即YAG)的Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃，对组成为Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇的氧氮玻璃作不同的热处理，并采用差示扫描量热法确定基础玻璃样品的热处理制度；采用X线衍射仪和结合能谱分析鉴定微晶玻璃样品的物相；采用扫描电镜观察微晶玻璃样品的微观形貌。研究结果表明：在1 200 ℃及其以下温度对玻璃样品进行热处理所得的Y-Al-Si-O-N微晶玻璃样品中只包含YAG相；当热处理温度高于1 200 ℃时，微晶玻璃中除YAG相外还有少量O′-Sialon相；随着热处理温度升高，YAG树枝晶的枝干长度增大，枝叶变厚；通过两步热处理法得到的YAG晶粒尺寸远小于一步热处理法的晶粒尺寸。

关键词：Y-Al-Si-O-N；微晶玻璃；热处理；析出相；显微结构

中图分类号：TQ171.1          文献标志码：A         文章编号：1672-7207(2011)03-0636-08

Preparation of Y-Al-Si-O-N glass-ceramics with Y₃Al₅O₁₂ as major phase

LI Xiu-ying, LU An-xian

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: Different heat treatments were performed on an oxynitride glass with composition of Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇ in the Y-Al-Si-O-N system to prepare Y₃Al₅O₁₂-based glass-ceramics. Heat treatment schedules were determined by differential scanning calorimetry. Crystalline phases in the glass-ceramics were identified by X-ray diffraction and energy dispersion spectrometer. Microstructures of the glass-ceramics were observed by scanning electron microscopy. YAG appears in all glass-ceramics obtained after heat treatments at or below 1 200 ℃ as the only crystalline phase. Glass-ceramics contain YAG major phase and a small amount of O′-Sialon phase when heat treatment temperatures are higher than 1 200 ℃. With the increase of heat treatment temperature, grain size of the dendrite crystal which corresponds to YAG phase increases and the dendrite branches get thickened. Moreover, grain size of YAG phase resulting from two-stage heat treatment is much smaller than that of YAG phase obtained by one-stage heat treatment.

Key words: Y-Al-Si-O-N; glass-ceramic; heat treatment; crystalline phase; microstructure

β-SiAlONs(Si_6-zAl_zO_zN_8-z)具有优异的高温性能，是一种重要的高温工程陶瓷材料^[1]。在β-sialon陶瓷的烧结过程中常使用Y₂O₃作为烧结助剂。Y₂O₃在促进β-sialon陶瓷烧结的同时，在陶瓷的晶界中形成Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃相，因而降低了β-sialon陶瓷的高温性能。β-sialon陶瓷经过后烧结处理能增强其高温性能^[2-4]，因为后烧结处理过程使Y-Al-Si-O-N晶界玻璃相部分或全部转变成耐高温的晶相或晶相混合物。其中，Y₃Al₅O₁₂ (钇铝石榴石, YAG) 是提高β-sialon材料高温性能的理想晶相组成^{[2, 5]}，最终制备的材料为YAG/β-sialon。因此，研究热处理Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃析出YAG相具有重要意义。大量研究表明：Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃的析晶非常复杂，且析出相常为多相混合物^[6-11]。YAG作为其中的一种晶相产物常出现在Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃中^{[2, 5, 7, 11-15]}。除YAG外，Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃还经常含有Y₅Si₃O₁₂N相，β-，γ-和δ- Y₂Si₂O₇ 相，中间相和O′-sialon等晶相，其中Y₂Si₂O₇相常为主晶相^{[7, 11]}。YAG能否从Y-Al- Si-O-N氧氮玻璃中析出及析出量都取决于玻璃的组成和热处理制度。就基础玻璃组成而言，Ding等^[12]在1 200~1 400 ℃温度区间对一系列Y-Al-Si-O-N玻璃的热处理研究中发现，基础玻璃中SiO₂含量小于25%(质量分数)时能析出YAG 相，且YAG的含量随着热处理温度的升高而增大。就热处理温度而言，YAG析出通常需要1 200 ℃以上的高温^{[8, 14]}。而有些研究表明：当热处理制度低于1 200 ℃时，YAG也能从Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃中析出，但其含量通常较   低^{[7, 16]}，即使在1 200 ℃以下YAG能作为主晶相析出，所制备的Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃中也包括大量的中间相、δ-和γ-Y₂Si₂O₇相^{[5, 13]}。Y₂Si₂O₇相含有多种形态，Y₂Si₂O₇和/或中间相的相转变能产生热效应和体积效应，从而在一定程度上影响YAG基氧氮微晶玻璃或YAG/β-sialon材料的性能。因此，为制备高性能的YAG基氧氮微晶玻璃或YAG/β-sialon材料，应避免Y₂Si₂O₇相和中间相从Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃中析出。目前尚未有YAG在Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃的热处理温度低于1 200 ℃时，作为唯一晶相析出的报道，也未见有关YAG析出相的微观形貌与热处理温度关系的系统研究。如果YAG相在很宽的热处理温度范围内一直作为唯一晶相或主晶相从Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃中析出，则制备的YAG 基氧氮微晶玻璃或YAG/β-sialon材料的性能优异且稳定。因此，本研究选择Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇ SiO₂含量较低的氧氮玻璃作基础玻璃，进行不同的热处理制得不同的微晶玻璃样品。目的是在一个很宽的热处理温度范围内制备以YAG为主晶相且最好为唯一晶相的Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃。

1  实验

1.1  基础玻璃的制备

基础玻璃的化学组成见表1。用来制备基础玻璃的原料包括高纯Y₂O₃ (99.99%)，α-Si₃N₄(平均粒径为0.4 μm), 分析纯的异丙醇铝Al(OC₃H₇)₃, 正硅酸乙酯(TEOS)和无水乙醇。

采用溶胶凝胶法制备Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃混合料。用溶胶凝胶法制备氧氮玻璃混合料，可使原料的混合程度达到分子级水平，从而降低玻璃的熔制温度，极大减少氮化硅的氧化和分解，有利于减少氧氮玻璃制备过程中的氮损失^[17-18]。文献[18]报道了Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇氧氮玻璃混合料的制备过程和熔制过程，分别通过Al(OC₃H₇)₃和TEOS的水解来制备Al₂O₃和SiO₂溶胶。将Y₂O₃溶于硝酸中形成Y(NO₃)₃溶液，加入Al₂O₃-SiO₂溶胶得到Y₂O₃-Al₂O₃-SiO₂溶胶。将Si₃N₄粉末加入到 Y₂O₃-Al₂O₃-SiO₂ 溶胶中形成悬浊液，于100 ℃保温8 h以上得到半干的混合料，按其TG-DTA曲线进行热处理得到玻璃混合料。将此玻璃混合料约100 g装入加盖的小石英坩埚，再置于1个加盖的石英坩埚中，在2个坩埚之间充满高纯石墨条。将此坩埚装置放入Si-Mo棒电阻炉，于1 580 ℃保温3 h，然后将坩埚装置迅速取出，不经浇注直接置于退火炉中退火。经1 h退火处理后得到基础玻璃。

1.2  微晶玻璃的制备

将制得的基础玻璃切割成块状，置于加盖的小石英坩埚并填埋于Si₃N₄粉末中，再将其置于更大的加盖的石英坩埚中，2个坩埚夹层充满石墨条。将此坩埚装置置于电阻炉中，以5 ℃/min的升温速率从室温升温到热处理温度，经过合适的热处理制得微晶玻璃。

1.3  样品表征

采用NETZSCH 449PC型差示扫描量热仪，测量基础玻璃样品的DSC曲线，样品用量为5 mg，测试

表1  基础玻璃的化学组成

Table 1  Chemical composition of parent glass

条件如下：加热速率为10 ℃/min，温度为室温至1 300 ℃，高纯氩气保护。通过D/max 2500型X线衍射仪鉴定样品的物相。微晶玻璃的微观形貌通过Sirion 200型扫描电镜观察。在SEM测试之前，对微晶玻璃样品首先进行金相抛光处理，再置于10% HF酸中腐蚀6 min。通过EDX-GENESIS60S型能谱分析鉴定微晶玻璃样品中分布的晶粒的化学组成。

2  结果与讨论

2.1  热处理制度的确定

图1所示为Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇基础玻璃样品的DSC曲线。从图1可知：DSC曲线上未见明显的吸热峰，最强放热峰值在1 160 ℃附近，在1 200~1 300 ℃有1个肩峰。Vomacka等^[13]对Y_25.9Al_32.8Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃的 DSC曲线研究表明：t_g=943 ℃, t_Cl=1 075 ℃, t_C2=1 145 ℃。其中t_Cl对应于中间产物和Y₂Si₂O₇ 相的析出，t_C2对应于YAG相的析出。Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃的析晶放热峰值温度稍高于Y_25.9Al_32.8Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃的析晶放热峰温度。因为Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃中Si和N的含量比Y_25.9Al_32.8Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃的高，因此，与Y_25.9Al_32.8Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃相比，Y₂₈Al₂₄- Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃的网络结构更加紧密，玻璃中的Y³⁺, Al³⁺和O^2-更难迁移重排形成晶体，所需的析晶热处理温度就越高。将Y_25.9Al_32.8Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃于970 ℃核化，再在1 150 ℃保温40 min晶化，有少量YAG析出。虽然Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃的DSC曲线未见明显的吸热峰，但其转变温度应稍高于Y_25.9Al_32.8- Si_41.3O_89.1N_10.9玻璃的转变温度，因此，Y₂₈Si₄₈Al₂₄O₈₃N₁₇玻璃的成核温度也应该稍高于970 ℃。

为便于比较，本研究采用的成核温度分别为     1 000，1 020和1 050 ℃，根据DSC曲线确定晶化温度为1 100~1 300 ℃。按12个不同的热处理制度对基础玻璃样品进行热处理，按照实验部分微晶玻璃的制备过程来制备Y-Al-Si-O-N微晶玻璃，相应得到12个微晶玻璃样品。每个样品对应的热处理制度见表2。Chyung等^[19]也采用密闭的石英坩埚在坩埚内部形成局部还原性气氛来制备氧氮玻璃。由于小坩埚内用于填埋基础玻璃块的Si₃N₄粉末在1 400 ℃以下是稳定的，不会与坩埚装置中的氧气发生反应，因此，坩埚装置中的氧气首先与石墨条反应。如果坩埚内氧气充足，所有石墨条在经过热处理后均会与氧气发生反应生成CO₂气体，而称量坩埚内石墨条热处理前后的质量发现反应过程中石墨条的质量损失小于10%。这表明：坩埚内部为缺氧气氛，在氧气不足的条件下，氧气与石墨发生反应生成CO还原性气体。坩埚内部局部CO还原性气氛的生成使得氧氮玻璃在高于转变温度的热处理温度下不会被氧化。

图1  Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃粉末的DSC曲线(加热速率为10 ℃/min)

Fig.1  DSC curve of Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇ glass powder heated at rate of 10 ℃/min

2.2  物相分析

微晶玻璃样品的XRD谱、晶体产物和析晶度见图2和表2。通过XRD谱和JADE软件计算得到微晶玻璃样品的析晶度。其计算原理是将微晶玻璃样品中所有析晶峰的峰面积除以总面积(包括的析晶峰的峰面积和散射峰的峰面积)而得到的，计算误差为±5%。如图2(a), (c)和(e)所示，1~3，6~7和10号微晶玻璃样品均只析出YAG相。图2(b), (d)和(e)表明：4~5，8~9和11号微晶玻璃样品中析出的晶相主要是YAG相，除此之外还有少量O′-sialon相。由于1~3，6~7和10号微晶玻璃的热处理温度均处于或低于1 200 ℃，本研究在1 200 ℃及其以下温度制备了含单一YAG晶相的微晶玻璃。YAG相一直以主晶相存在于微晶玻璃中，这一结果与文献[5]中的研究结果非常吻合。文献[5]的研究表明：当基础玻璃的氮含量较低时，玻璃的热处理温度必须超过1 250 ℃，YAG相才以主晶相存在于微晶玻璃中；而当基础玻璃中的氮含量较高时，玻璃在开始析晶的温度进行热处理，YAG就以主晶相存在于微晶玻璃中。由于Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃中的氮含量要远高于文献[5]中制备的2个玻璃中的氮含量，YAG相从基础玻璃开始析晶的温度就一直以主晶相的形式存在于氧氮微晶玻璃中。当其他条件不变时，将玻璃的成核温度由1 000 ℃ 提高到1 050 ℃，微晶玻璃中的物相种类不发生改变(见图3)，而析晶度却有所提高(见图4)。图4也表明：当核化温度、核化时间、晶化时间都保持不变时，提高晶化温度能大大提高样品的析晶度；随着YAG相析出量的增加，残余玻璃相中的Y, Al和O含量逐渐减少而Si和N含量却逐渐增加。

Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃在热处理温度达到1 250 ℃时，有少量O′-sialon相析出。Dinger等^[6]在研究Y-Al- Si-O-N 氧氮玻璃的析晶行为中也发现热处理温度达

图2  玻璃样品经过不同热处理后所制得的1~11号微晶玻璃样品的XRD谱

Fig.2  XRD patterns of samples 1-11 glass-ceramics obtained after different heat treatment

表2  12个微晶玻璃样品的热处理制度、微晶玻璃中的晶相产物和析晶度

Table 2  Crystalline products and their volume fraction in glass-ceramics obtained from Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇ glass samples after twelve different heat treatments

图3  基础玻璃分别在1 000, 1 020和1 050 ℃保温10 h核化再在1 200 ℃保温4 h晶化所得微晶玻璃样品的XRD谱

Fig.3  XRD patterns of glass specimens nucleated for 10 h at 1 000, 1 020, 1 050 ℃ respectively and subsequently heated at 1 200 ℃ for 4 h

到或超过1 250 ℃时有O′-sialon相的析出。O′-Sialon相的析出主要是由氧化物相(如YAG 相或Y₂Si₂O₇相)析出和残余玻璃相富集N引起的。随着晶化温度由   1 250 ℃升高到1 300 ℃，O′-sialon 相衍射峰的强度逐渐增强(见图2(b)和(d))，说明微晶玻璃中O′-sialon相的含量随着晶化温度的升高而逐渐增大。尽管O′-sialon 相的含量随着晶化温度的升高而增加，但总体上微晶玻璃中O′-sialon相的含量很少。这主要是因为O′-sialon相对应的衍射峰很少，且衍射峰很弱。如

图4  微晶玻璃析晶度随晶化温度的变化趋势

Fig.4  Volume fraction crystalline phases as a function of crystallization temperature

对9号微晶玻璃而言，O′-sialon最强衍射峰(2θ=26.4°)的强度还不及YAG相最强衍射峰(2θ=33.3°)强度的1/10。9号微晶玻璃的析晶度为90.7%，因此，可推断其中YAG相的析晶度在83%左右。而表1表明：在    1 250 ℃以下，YAG作为唯一晶相存在于氧氮微晶玻璃中，其析晶度可高达78.2%，非常接近9号微晶玻璃中YAG的析晶度。这就表明晶化温度由1 200 ℃提高到1 300 ℃更有利于提高O′-sialon相的析晶度，而对YAG相析晶度的提高意义不大。因此，对于Y₂₈Si₄₈Al₂₄O₈₃N₁₇氧氮玻璃，进一步提高微晶玻璃中YAG的析晶度的最佳方法是在1 250 ℃以下进行热处理，延长核化时间或晶化时间。7号微晶玻璃样品YAG的析晶度(78.2%)非常接近9号中YAG的析晶度(约83%)，其残余玻璃相中也富集了大量N，却无O′-sialon相的析出。这就说明与残余玻璃相中的N含量相比，O′-sialon 相的析出更加依赖于样品的热处理温度。通过XRD分析结果结合Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃的DSC曲线可知：峰值在1 160 ℃附近的析晶放热峰对应于YAG相的析出，1 200~1 300 ℃范围内的肩峰对应于O′-sialon相的析出。

XRD测试未检测到Y₅Si₃O₁₂N相以及不同形态的Y₂Si₂O₇相和中间相，因此，也就不可能发生Y₂Si₂O₇相或中间相的相转变。在不同温度下对基础玻璃进行热处理制备而得的微晶玻璃样品中的主晶相一直为YAG相。因此，组成为Y₂₈Si₄₈Al₂₄O₈₃N₁₇的基础玻璃是制备YAG基微晶玻璃或YAG/β-sialon 材料的良好基质材料。

2.3  显微结构分析

图5所示为3~4和6~9号微晶玻璃样品的扫描电镜图。微晶玻璃样品中分布了大量的树枝状晶粒，3号微晶玻璃样品由于析晶度较低，晶粒较小，晶体的树枝形貌不明显。根据XRD分析结果可推断这些树枝状晶体对应的晶相为YAG相。Vomacka^[5]在其研究中也发现于1 250 ℃热处理Y-Al-Si-O-N氧氮玻璃制备所得微晶玻璃中YAG晶体呈树枝状。7~9号微晶玻璃中大量树枝晶体的枝干长度小于20 μm，而3~4号微晶玻璃中绝大部分树枝晶体的枝干长度小于10 μm。如图5中6，7，8和9号微晶玻璃的扫描电镜图

图5  不同热处理制度所得样品的扫描电镜图

Fig.5  SEM section micrographs of glass-ceramics obtained after different treatment conditions

所示，随着晶化温度由6号微晶玻璃的1 150 ℃升高到9号微晶玻璃的1 300 ℃，YAG树枝晶更为明显, 枝干变粗，枝叶变厚。将3号和4号微晶玻璃样品的扫描电镜图分别与7号和8号微晶玻璃样品的扫描电镜图相比可得知：当晶化温度、晶化时间、核化时间都一定时，随着核化温度由1 000 ℃升高到1 050 ℃，YAG树枝晶晶粒尺寸明显增大。图6所示为在1 300 ℃保温10 h一步热处理所得11号微晶玻璃样品的扫面电镜图。图6中树枝晶非常明显，与图5中两步热

图6  11号微晶玻璃的扫描电镜图以及电镜图中A点和B点的能谱图

Fig.6  SEM micrograph of No.11 glass-ceramic and EDS spectra of points A and B marked in micrograph

处理所得的9号微晶玻璃相比，YAG树枝晶的晶粒尺寸明显增大，部分YAG树枝晶的枝干长度甚至超过50 μm。

从图5和图6可知：图中分布大量的YAG晶粒和少量孔隙，这些孔隙主要是由HF酸腐蚀残余玻璃相所产生的。通过XRD谱计算结果，11号微晶玻璃样品的析晶度为79.8%，稍小于9号微晶玻璃样品的析晶度90.7%；11号微晶玻璃样品扫描电镜图中的孔隙也要多于9号微晶玻璃样品的孔隙。对于通过两步热处理法制备而得的9号微晶玻璃, 在核化阶段1 050 ℃长时(10 h)保温核化，形成大量的晶核，之后在1 300 ℃短时(4 h)保温晶化，使核化过程中形成的大量晶核进一步长大，从而制备高析晶度的微晶玻璃样品且晶粒尺寸控制在一定水平。而对于1 300 ℃保温10 h一步热处理制备所得的11号微晶玻璃，有2个因素影响样品的析晶度：(1) 玻璃样品未在成核温度进行热处理，所成晶核数量有限，从而导致样品的析晶度不高；(2) 基础玻璃在1 300 ℃高温下进行长时间(10 h)热处理，晶粒尺寸很大，从而形成较高析晶度的微晶玻璃。很明显，同样形成高析晶度的氧氮微晶玻璃，相对于一步热处理，两步热处理在控制YAG晶粒尺寸方面具有明显的优势。

图6还列出了11号微晶玻璃样品扫描电镜图中树枝晶上A点和B点的能谱图。A点代表树枝晶的枝叶，B点代表树枝晶的枝干。能谱分析结果表明：A点阳离子的原子数分数比x(Y):x(Al)=15.83:24.73≈3:5，B点阳离子的原子数分数比x(Y):x(Al)=16.56:26.1≈3:5。A点和B点阳离子的原子比都非常接近Y₃Al₅O₁₂相中阳离子的原子数分数比x(Y):x(Al)＝3:5。能谱分析也表明树枝晶即为YAG晶粒。

3  结论

(1) 在1 200 ℃及其以下温度热处理Y₂₈Al₂₄Si₄₈- O₈₃N₁₇基础玻璃，制备的Y-Al-Si-O-N微晶玻璃只包含YAG一种晶相。对Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇玻璃样品在   1 100~1 300 ℃温度范围内进行热处理，制备的Y-Al-Si-O-N氧氮微晶玻璃的主晶相均为YAG相。当热处理温度高于1 200 ℃时，有少量O′-sialon相析出，且其析出量随着热处理温度的升高而逐渐增加。

(2) Y₂₈Al₂₄Si₄₈O₈₃N₁₇微晶玻璃主要由树枝状的YAG晶粒组成。随着热处理温度的升高，树枝晶的枝干变长变粗，枝叶变厚。两步热处理法在制备高析晶度YAG基Y-Al-Si-O-N 微晶玻璃的同时，在控制晶粒尺寸方面要明显优于一步热处理法。

(3) 本研究制备的Y-Al-Si-O-N微晶玻璃不含Y₂Si₂O₇相和中间相，且在很宽的热处理温度范围制备的微晶玻璃均以YAG为主晶相，因此，Y₂₈Al₂₄- Si₄₈O₈₃N₁₇基础玻璃是制备YAG基Y-Al-Si-O-N微晶玻璃的良好基质材料。

参考文献：

[1] Jack K H. Review: Sialons and related nitrogen ceramics[J]. Journal of Materials Science, 1976, 11(6): 1135-1158.

[2] Lewis M H, Bhatti A R, Lumby R J, et al. The microstructure of sintered Si-Al-O-N ceramics[J]. Journal of Materials Science, 1980, 15(1): 103-113.

[3] Falk L K, Dunlop G L. Crystallization of the glassy phase in an Si₃N₄ material by post-sintering heat treatments[J]. Journal of Materials Science, 1987, 22(12): 4369-4376.

[4] Bentsen L D, Hasselman D P H, Tien T Y. Effect of crystallization of the grain boundary phase on the thermal diffusivity of a sialon ceramic[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1984, 67(5): C85-C86.

[5] Vomacka P. Influence of ZrO₂ addition on the crystallization of yttrium oxynitride glasses to Y₃Al₅O₁₂-based glass-ceramics [J]. Journal of the European Ceramics Society, 1997, 17(4): 615-621.

[6] Dinger T R, Rai R S, Thomas G. Crystallization behavior of a glass in the Y₂O₃-SiO₂-AlN system[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1988, 71(4): 236-244.

[7] Besson J L, Billieres D, Rouxel T. Crystallization and properties of a Si-Y-Al-O-N glass-ceramic[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1993, 76(8): 2103-2105.

[8] Hampshire, S, Nestor E, Flynn R, et al. Yttrium oxynitride glasses:properties and potential for crystallization to glass- ceramics[J]. Journal of the European Ceramic Society, 1994, 14(3): 261-273.

[9] Besson J L, Lemercier H, Rouxel T, et al. Yttrium sialon glasses:nucleation and crystallization of Y₃₅Si₄₅Al₂₀O₈₃N₁₇[J]. Journal of Non-Crystalline Solids, 1997, 211(1/2): 1-21.

[10] Liddell K, Mandal H, Thompson D P. X-ray data for new Y-Si-Al-O-N glass-ceramics[J]. Journal of the European Ceramic Society, 1997, 17(6): 781-787.

[11] Ramesh R, Nestor E, Pomeroy M J, et al. Classical and differential thermal analysis studies of the glass-ceramic transformation in a YSiAlON glass[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1998, 81(5): 1285-1297.

[12] Ding Y Q, Ding Z S, Jiang Z H. Formation and properties of Y-Al-Si-O-N glasses in grain boundaries of Si₃N₄ ceramics[J]. Journal of the Non-Crystalline Solids, 1989, 112(1/3): 408-412.

[13] Vomacka P, Babushkin O. Crystallization of Y₃Al₅O₁₂ from an oxynitride glass monitored by high-temperature X-ray diffractometry[J]. Journal of the European Ceramic Society, 1996, 16(11): 1263-1269.

[14] Bonnell D A, Tien T Y, Ruhle M. Controlled crystallization of the amorphous phase in silicon nitride ceramics [J]. Journal of the American Ceramic Society, 1987, 70(7):460-465.

[15] Lemercier H, Sebai M, Rouxel T, et al. Yttrium SiAlON glasses: ultrasonic study of crystallization[J]. Journal of the European Ceramic Society, 1997, 17(15/16): 1949-1953.

[16] Liddell K, Thompson D P. Heat treatment of wollastonite-type Y-Si-Al-O-N glasses[J]. Journal of Materials Science, 1997, 32(4): 887-892.

[17] Li X Y, Lu A X, Xiao Z H, et al. Oxynitride glasses in Y-Al-Si-O-N system prepared from alkoxide precursor[J]. Journal of Central South University of Technology, 2007, 14(S2): 47-52.

[18] Li X Y, Lu A X, Xiao Z H, et al. The influence of cations on the properties of Y-Mg-Si-Al-O-N glasses[J]. Journal of Non- Crystalline Solids, 2008, 354(31): 3678-3684.

[19] Chyung K, Wusirika R R. SiO₂-Al₂O₃-N glass for production of oxynitride glass-ceramics: USA, 4070198 [P]. 1978-01-24.

(编辑 张曾荣)

收稿日期：2010-01-10；修回日期：2010-03-20

基金项目：国防军工新材料资助项目(JPPT-115-198)

通信作者：卢安贤(1960-)，男，湖南郴州人，博士，教授，从事无机非金属材料的研究；电话：0731-88830351；E-mail: axlu@mail.csu.edu.cn