·88· 工程科学学报，第37卷，第1期 a (111) 热循环处理后的 X射线衍射图 220311) (SmaLanCe 0, 10 200 222) 331H420422 (400) 执循环处理前的 X0时线衍射图 人人 标准CrO 1400℃336h 上L 1400℃216h 0 20 30 4050 607080 90 20 1400℃48h 图2制备的(Smo Lao.67),Ce20,与标准Ce02的X射线衍射 图谱 100℃ Fig.2 XRD patters of (Smo.x Lao.67)2Ce20,and standard Ce02 ⊥600℃ La,Ce,O,(萤石结构)的标准图谱难以获取，选取 Cao等和Ma等@研究所得的不同烧结温度及烧结 1300℃ 时间下的La,Ce,O,的X射线衍射图谱作为对照，如图 3所示.将(Sma.La.o),Ce,0,的X射线衍射图谱与 ⊥25℃ 图3进行比较，可以看出本文制备的试样与图3中 1nr0, La,Ce,0,的X射线衍射图谱，其主要特征峰相似度很 0102030405060708090 高，说明本文所制备的(Sma Lag.67),Ce0,陶瓷材料 20 基本保持了La,Ce,0,的物相结构，即萤石结构.但比 较图2与图3(b),发现与La,Ce0,相比，(Sma Laaa),Ce20,的X射线衍射特征衍射峰向大角度方向 1400℃384h 偏移，查阅相关文献，了解到这是由于Sm3·的离子半 1400℃192h 径稍小于La·的离子半径，LC结构中的La3离子部 、800℃ 分被Sm3+离子取代所形成的(Smu.La.6）,Cez0,陶 600℃ 瓷材料，其晶面间距相比La,Ce,0,有所减小，跟据布 400℃ 拉格方程，晶面间距的减小将导致衍射角的增加四， 300℃ 200℃ 所以(Smo s Lao.67),Ce,0,的X射线衍射峰向大角度方 100℃ 向偏移. 25℃ 人 2.2掺杂比例 10 20 30405060708090 烧制温度和时间分别为1500℃和10h,掺杂摩尔 20) 比Sm:La分别为1：1、1：2和1：3时，所制备试样的X射 图3文献[6](a)和0](b)所提供的不同烧结温度及时间下 线衍射图谱对比如图4所示. 制备的La2Ce2O,的X射线衍射图谱（其中(a)中谱1为室温下 由图4可知，掺杂摩尔比Sm:La为l:2和1：3试样 La2Zx20,的X射线衍射图谱，以便与产物进行比较) 的X射线衍射图谱特征峰位置基本一致，主要衍射峰 Fig.3 XRD patterns of La Ce20,prepared at different firing tem- 吸收强度较高，且峰形尖锐，说明Sm:La为1：2和1：3 peratures and time,provided by Refs.[6](a)and [10](b)(Pat- tern I at (a)represents the XRD pattern of La2Zr20 at room temper- 时均得到了单相性较强的物质.Sm:La=1:1试样的X ature for comparison with samples) 射线衍射图谱则很不理想，峰强度相对较低且峰形不 尖锐，特别是在20=26~32°之间以及46.2°、54.8°处 1.153,Sm3*/Ce4+=1.048,均小于1.46，理论上Sm与 出现很明显的杂质峰，据分析该杂质峰是Sm,0,的衍La能以任意比例掺杂并形成稳定的萤石结构.实验 射峰，推测原因可能是Sm比例过高而未能完全掺入 中，Sm:La=1:l的掺杂比例所制备的试样单相性不 LaCe,02中 强，原因可能是Sm的掺入能引起结构中氧空位的增 对于A2B,0,型化合物，其相组成取决于A3·与 多，当掺杂比例过高时，形成的缺陷过多而导致相结构 B·的半径比：当半径比处于1.46~1.78时，化合物能 不稳定，因此Sm掺杂La的适合比例应在50%以下. 保持稳定的烧绿石结构：而当半径比低于1.46时，则 Sm:La=1:2和1：3的试样均能形成较稳定的萤石 为萤石结构四.经计算，离子半径比La3+1Ce·= 结构，但考虑Sm原子的掺入引起结构中氧空位的增工程科学学报，第 37 卷，第 1 期 图 2 制备的( Sm0. 33 La0. 67 ) 2Ce2O7 与标准 CeO2 的 X 射线衍射 图谱 Fig． 2 XＲD patterns of ( Sm0. 33 La0. 67 ) 2Ce2O7 and standard CeO2 La2Ce2O7 ( 萤石结构) 的标准图谱难以获取，选取 Cao 等［6］和 Ma 等［10］研究所得的不同烧结温度及烧结 时间下的 La2Ce2O7 的 X 射线衍射图谱作为对照，如图 3 所示． 将( Sm0. 33 La0. 67 ) 2Ce2O7 的 X 射线衍射图谱与 图 3 进行比较，可以看出本文制备的试样与图 3 中 La2Ce2O7 的 X 射线衍射图谱，其主要特征峰相似度很 高，说明本文所制备的( Sm0. 33 La0. 67 ) 2Ce2O7 陶瓷材料 基本保持了 La2Ce2O7 的物相结构，即萤石结构． 但比 较图 2 与 图 3 ( b) ，发现 与 La2Ce2O7 相比，( Sm0. 33- La0. 67 ) 2Ce2O7 的 X 射线衍射特征衍射峰向大角度方向 偏移，查阅相关文献，了解到这是由于 Sm3 + 的离子半 径稍小于 La3 + 的离子半径，LC 结构中的 La3 + 离子部 分被 Sm3 + 离子取代所形成的( Sm0. 33 La0. 67 ) 2Ce2O7 陶 瓷材料，其晶面间距相比 La2Ce2O7 有所减小，跟据布 拉格方程，晶面间距的减小将导致衍射角的增加［11］， 所以( Sm0. 33La0. 67 ) 2Ce2O7 的 X 射线衍射峰向大角度方 向偏移． 2. 2 掺杂比例 烧制温度和时间分别为 1500 ℃ 和 10 h，掺杂摩尔 比 Sm∶ La 分别为1∶ 1、1∶ 2和 1∶ 3时，所制备试样的 X 射 线衍射图谱对比如图 4 所示． 由图 4 可知，掺杂摩尔比 Sm∶ La 为1∶ 2和 1∶ 3试样 的 X 射线衍射图谱特征峰位置基本一致，主要衍射峰 吸收强度较高，且峰形尖锐，说明 Sm∶ La 为1∶ 2和 1∶ 3 时均得到了单相性较强的物质． Sm∶ La = 1∶ 1试样的 X 射线衍射图谱则很不理想，峰强度相对较低且峰形不 尖锐，特别是在 2θ = 26 ～ 32°之间以及 46. 2°、54. 8°处 出现很明显的杂质峰，据分析该杂质峰是 Sm2O3 的衍 射峰，推测原因可能是 Sm 比例过高而未能完全掺入 La2Ce2O7 中． 对于 A2B2O7 型化合物，其相组成取决于 A3 + 与 B4 + 的半径比: 当半径比处于 1. 46 ～ 1. 78 时，化合物能 保持稳定的烧绿石结构; 而当半径比低于 1. 46 时，则 为萤 石 结 构［12］． 经计 算，离 子 半 径 比 La3 + /Ce4 + = 图 3 文献［6］( a) 和［10］( b) 所提供的不同烧结温度及时间下 制备的 La2Ce2O7 的 X 射线衍射图谱( 其中( a) 中谱 1 为室温下 La2 Zr2O7 的 X 射线衍射图谱，以便与产物进行比较) Fig． 3 XＲD patterns of La2Ce2O7 prepared at different firing tem￾peratures and time，provided by Ｒefs． ［6］( a) and［10］( b) ( Pat￾tern 1 at ( a) represents the XＲD pattern of La2 Zr2O7 at room temper￾ature for comparison with samples) 1. 153，Sm3 + /Ce4 + = 1. 048，均小于 1. 46，理论上 Sm 与 La 能以任意比例掺杂并形成稳定的萤石结构． 实验 中，Sm∶ La = 1 ∶ 1的掺杂比例所制备的试样单相性不 强，原因可能是 Sm 的掺入能引起结构中氧空位的增 多，当掺杂比例过高时，形成的缺陷过多而导致相结构 不稳定，因此 Sm 掺杂 La 的适合比例应在 50% 以下． Sm∶ La = 1∶ 2和 1∶ 3的试样均能形成较稳定的萤石 结构，但考虑 Sm 原子的掺入引起结构中氧空位的增 · 88 ·