Er2SiO5纳米粉体的并流共沉淀法合成

佟永乐，王雅雷*，刘 蓉，刘怀菲，武囡囡，程慧聪

（1 中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083；2 中南林业科技大学 材料科学与工程学院，长沙 410004）

随着燃气涡轮发动机进口温度不断提高，愈加恶劣的服役环境对发动机热端材料性能提出了更高的要求。硅基陶瓷材料具有低密度、高模量、高热导、耐高温、抗烧蚀等特性，降低结构质量的同时可有效提升发动机热工作效率，已成为高推重比航空发动机热端部件首选材料［1-2］。然而，在航空发动机高温服役环境下，硅基陶瓷材料会与氧气、水蒸气等氧化气氛发生反应，且易受腐蚀性熔融盐CaO-MgO-Al2O3-SiO2（CMAS）侵蚀，造成材料性能及表面稳定性的急剧恶化［3-6］。而在硅基陶瓷表面涂覆环境障涂层（environmental barrier coatings，EBCs）可减缓水氧与熔盐对基体材料的腐蚀，提高硅基陶瓷的服役寿命与服役温度［7-10］。

稀土硅酸盐材料具有较高的熔点、较低的热导率以及与硅基陶瓷基体相近的热膨胀系数，是目前环境障涂层面层的热点材料［11-15］。稀土硅酸盐包括稀土单硅酸盐和稀土焦硅酸盐两类。其中，稀土单硅酸盐主要包含有两种单斜结构［16-19］，其结构类型与稀土原子半径相关。 当原子半径较大时（RE=La~Gd），RE2SiO5晶体结构属于P21/c空间群，具有X1-RE2SiO5结构；而当原子半径较小时（RE=Dy~Lu），稳态的RE2SiO5晶体结构属于C2/c空间群，表现为X2-RE2SiO5结构。通常而言，X2-RE2SiO5具有良好高温相稳定性和低热导率，且与硅基陶瓷材料热膨胀系数相近，更适用于EBCs 材料。Er2SiO5熔点高于1800 ℃，其热膨胀系数为（5~7）×10-6℃-1，在环境障涂层中具有更好的热匹配性，非常适合作为新型EBCs 涂层面层材料。Zhong 等［20］依据RE—O 和Si—O 键长预测了稀土单硅酸盐的耐水氧腐蚀和耐CMAS 腐蚀性能。其中，Er2SiO5的Er—O 键长为0.220~0.229 nm，Si—O 键长为0.163~0.166 nm，理论上具有优异的耐水氧与CMAS 腐蚀性能。Wang等［21］研究了不同稀土硅酸盐的抗水氧腐蚀能力，研究发现：相对于X1-Gd2SiO5和X2-Yb2SiO5材料，X2-Er2SiO5表现出更为优异的耐水氧腐蚀性能。朱林程［22］通过对Er2SiO5涂层的CMAS 腐蚀性能研究发现，在1300 ℃腐蚀48 h 条件下，涂层腐蚀深度仅为20 μm，具有良好的抗CMAS 腐蚀性能。另外，相关研究发现：Er2SiO5陶瓷块体在水蒸气腐蚀环境中的失重速率为0.00353 mg/（cm2h）［23］，CMAS 腐蚀条件下的反应层生成速率仅为7.1 μm/h［24］。因此，Er2SiO5在作为环境障涂层面层材料方面具有良好的应用潜力。

稀土硅酸盐材料的制备方法对材料纯度、粒度、形貌以及涂层整体综合性能均具有重要影响［25］。目前，Er2SiO5粉体多采用固相法合成。范金娟［26］通过将Er2O3与SiO2粉体混合球磨，在1600 ℃高温煅烧12 h得到了Er2SiO5粉体；Al Nasiri 等［23］同样以Er2O3和SiO2粉体为原料，球磨混合24 h 后在1580 ℃煅烧12 h合成了Er2SiO5粉体。固相法制备稀土硅酸盐粉体工艺相对成熟，但制备过程中易引入杂质，粉体成分均匀性较差，且颗粒较大。Lamichhane［27］采用固相法制备Y2Si2O7粉体的过程中发现，无论是在SiO2还是Y2O3过量的条件下，所合成粉体中始终存在Y4.67（SiO4）3O 杂质。此外，稀土氧化物熔点普遍较高，固相法制备稀土硅酸盐粉体时一般需在高温下（1500~1700 ℃）长时间煅烧，能耗和成本较高［28-29］。并流化学共沉淀法可实现原料分子与原子级的混合，其稳定的pH 反应环境使得所合成粉体粒径小且成分均匀［30-32］，并可在低温下合成。本课题组已采用该方法成功合成了Yb2SiO5，Gd2SiO5和Yb2Si2O7，获得了粒径、成分均匀的稀土硅酸盐粉体材料。

本工作采用并流化学共沉淀法合成Er2SiO5粉体材料，系统研究了Er/Si 摩尔比、煅烧温度、反应体系pH 值等关键工艺参数对Er2SiO5粉体材料物相组成和晶体结构的影响，并探讨了Er2SiO5粉体材料的合成机理。

1 实验材料与方法

1.1 原材料

氧化铒（Er2O3，99.99%，质量分数，下同），湖南稀土金属材料研究院有限责任公司；正硅酸乙酯（TEOS，Si（OC2H5）4，SiO2含量≥28.0%），西陇化工股份有限公司；无水乙醇（C2H5OH，≥99.7%），天津市恒兴化学试剂制造有限公司；氨水（NH3·H2O，25%~28%），广东省化学试剂工程技术研究开发中心；盐酸（HCl，36%~38%），国药集团化学试剂有限公司。

1.2 粉体合成

Er2SiO5粉体材料采用并流化学沉淀法合成［30，32-34］。首先，称取一定量的Er2O3粉末溶于稀释的盐酸溶液中，添加去离子水调节Er3+浓度为1 mol/L，得到Er3+溶液；根据实验设计Er/Si 摩尔比量取一定体积的TEOS，按照TEOS∶无水乙醇∶去离子水体积比1∶2∶4 混合、搅拌得到TEOS 水解液。将Er3+溶液与TEOS 水解液充分混合，得到混合盐溶液，同时将等体积的氨水与去离子水混合，配制得到沉淀剂溶液。

量取适量去离子水置于烧杯中作为反应母液，通过滴加沉淀剂溶液调节pH 值至设定值并持续搅拌，将混合盐溶液与沉淀剂溶液采用并流方式同时滴入反应母液中，实现Er3+与TEOS 水解产物的共沉淀。共沉淀过程中，混合盐溶液的流速保持不变，反应体系pH 值通过调节沉淀剂溶液滴加速率控制在设定范围内；共沉淀结束后，持续搅拌30 min 以确保反应完全，得到Er2SiO5前驱体悬浊液。静置陈化24 h 后去除上清液，依次采用去离子水和无水乙醇对前驱体悬浮液进行反复洗涤去除Cl-与NH4+；将中性悬浊液进行抽滤处理，得到凝胶态前驱体，干燥后得到前驱体初始粉末。采用氧化锆磨球、以无水乙醇作为球磨介质，利用行星式球磨机对前驱体粉末进行球磨细化，干燥后得到Er2SiO5前驱体粉末。其中，球磨机转速为200 r/min，球磨时间为2 h。最后，前驱体粉末置入箱式高温炉中，在空气气氛中进行煅烧得到Er2SiO5粉体材料。本工作Er2SiO5粉体材料的主要合成工艺参数如表1 所示。

表1 Er2SiO5粉体合成工艺参数Table1 Synthesis parameters of Er2SiO5 powders

1.3 测试与表征

采用STA449C 型同步热分析仪对Er2SiO5前驱体进行TG-DSC 分析，测试范围为室温~1100 ℃，升温速率为10 ℃/min，空气气氛。采用Advance-D8 型X射线衍射仪（40 kV，40 mA，Cu 靶Kα 射线，λ=0.15406 nm）分析Er2SiO5粉体的物相组成和晶体结构，XRD 扫描速率为5 （°）/min，扫描范围为2θ=10°~40°。采用iS 50 傅里叶变换红外光谱仪分析Er2SiO5前驱体及其煅烧产物中成键模式，扫描范围为400~4000 cm-1。采用K-Alpha 1063 型X 射线光电子能谱分析Er2SiO5前驱体内部元素化学键的结合状态及结合能。采用JSM-6490LV 型扫描电子显微镜观察Er2SiO5粉体的颗粒形貌和尺寸。采用Tecnai G2 F20型透射电子显微镜观察Er2SiO5粉体的微观形貌和显微结构，并利用其配备的能量色散光谱仪分析Er2SiO5粉体表面的元素分布。

2 结果与分析

2.1 Er2SiO5前驱体的热响应特征

图1 为不同Er/Si 摩尔比合成Er2SiO5前驱体的TG-DSC 曲线图。可以看到，不同Er/Si 摩尔比合成Er2SiO5前驱体的失重及吸放热行为极为相似，说明在20∶（9~12）范围内，Er/Si 摩尔比对前驱体的热响应特征没有明显影响。在室温~200 ℃范围内，Er2SiO5前驱体约8%的失重主要源于前驱体粉末表面吸附水分子与乙醇分子的受热挥发，同时在DSC 曲线中出现明显的吸热峰［35］。在200~500 ℃范围内，前驱体的失重约为7%，DSC 曲线中则出现了一个较宽的放热峰，此现象是前驱体中烷氧基团与碳氢基团的反应挥发造成的［36］。而在500~900 ℃范围内，前驱体的整体失重仅为2%左右，无明显质量损失，仅存在少量残余碳氢基团的燃烧［37］。值得关注的是，1000~1100 ℃范围内，Er2SiO5前驱体表现出明显的失重行为，且其DSC曲线中均发现了强烈的放热峰。根据相关研究可知［36］，此温度范围内无定形态的Er2SiO5前驱体发生了向Er2SiO5晶体的转化。另外，由图1 可以看到，当Er/Si 摩尔比为20∶9，20∶10，20∶11 和20∶12 时，Er2SiO5前驱体的晶化温度分别为1039.2，1021.6，1017.6 ℃和1006.3 ℃，说明在20∶（9~12）范围内，Er/Si 摩尔比对前驱体的晶化温度具有明显影响，Er/Si 摩尔比的增加可导致Er2SiO5的结晶温度的升高，而富Si 环境则有利于促进Er2SiO5晶体的形成。尽管如此，本工作采用并流共沉淀法合成Er2SiO5粉体材料的温度仅为1000 ℃左右，明显低于固相法合成温度［17］。

图1 不同Er/Si 摩尔比合成Er2SiO5前驱体的TG-DSC 曲线Fig.1 TG-DSC curves of Er2SiO5 precursors synthesized with various Er/Si ratios

2.2 Er/Si 摩尔比对Er2SiO5粉体物相组成的影响

图2 所示为不同Er/Si 摩尔比合成Er2SiO5前驱体1100 ℃煅烧10 h 产物的XRD 图谱。可以看到，四种前驱体煅烧产物的XRD 图谱中均可发现明显的Er2SiO5衍射峰，说明无定型态前驱体已完成向Er2SiO5晶体的转化。然而，不同Er/Si 摩尔比条件下，所合成粉体的物相组成则表现出明显的差异。当Er/Si 摩尔比为20∶9 时，XRD 图谱中存在X1-Er2SiO5和尖锐的Er2O3特征衍射峰，分别对应JCPDS 图卡No.52-1809 和No.63-0897。当Er/Si 摩尔比为20∶10和20∶11 时，所对应XRD 图谱中除存在X1-Er2SiO5和Er2O3的特征衍射峰外，还出现了明显的X2-Er2SiO5特征衍射峰（JCPDS 图卡No.40-0384）。另外，Er2O3特征衍射峰强度逐渐减弱，说明其含量明显下降。当Er/Si 摩尔比为20∶12 时，XRD 图谱中Er2O3特征衍射峰完全消失，合成粉体由单一的Er2SiO5组成，但仍存在X1-Er2SiO5与X2-Er2SiO5两种晶体结构相，且X2-Er2SiO5相含量明显偏高。综上表明：前驱体Er/Si 摩尔比对合成Er2SiO5粉体材料的物相组成和晶体结构均有明显影响。当Er/Si 摩尔比为20∶（9~11）时，Er2SiO5粉体材料由Er2SiO5和Er2O3相组成；而当Er/Si 摩尔比为20∶12 时，Er2SiO5粉体材料则由单一的Er2SiO5相组成。在20∶（9~12）范围内，随着Er/Si 摩尔比的降低，Er2O3相的含量逐渐降低并消失；同时，X2-Er2SiO5相含量则表现出逐步增加的趋势，前驱体内部富Si 环境对X2-Er2SiO5相的生成具有明显的促进作用。

图2 不同Er/Si 摩尔比Er2SiO5前驱体1100 ℃煅烧10 h 产物的XRD 图谱Fig.2 XRD patterns of Er2SiO5 precursors with various Er/Si molar ratios after calcination at 1100 ℃ for 10 h

2.3 煅烧温度对Er2SiO5粉体物相组成的影响

图3 所示为不同Er/Si 摩尔比合成Er2SiO5前驱体1100~1300 ℃煅烧10 h 产物的XRD 图谱。可以看到，前驱体煅烧产物XRD 图谱中均发现明显的Er2SiO5衍射峰，说明前驱体在该温度范围内煅烧均能转化成Er2SiO5，但煅烧温度对Er2SiO5的晶体结构形式存在明显影响。煅烧温度为1100 ℃时，合成粉体XRD 图谱中均存在X1-Er2SiO5衍射峰，当煅烧温度提升至1200 ℃和1300 ℃时，X1-Er2SiO5衍射峰则完全消失，Er2SiO5粉体则以X2-Er2SiO5单相形式存在，说明低温相结构Er2SiO5已完全转变为高温相，1100~1200 ℃的转变温度区间与相关文献报道的1190 ℃基本一致［34］。另外，X2-Er2SiO5衍射峰强度随煅烧温度升高而增加、峰形也更加尖锐，煅烧温度的提高有助于高结晶度X2-Er2SiO5的生成。此外，在Er/Si 摩尔比为20∶（9~11）范围内，合成粉体内均含有明显的Er2O3相，且其衍射峰相对强度未发生明显变化，始终以稳定相的形式存在（见图3（a）~（c）），煅烧温度的升高除促使X1-Er2SiO5向X2-Er2SiO5转换以及提高Er2SiO5结晶度外，并不会对合成粉体的物相组成产生明显影响。由图3（d）可以看到，当Er/Si 摩尔比为20∶12 时，1100 ℃煅烧产物由X1-Er2SiO5和X2-Er2SiO5组成，1200 ℃和1300 ℃煅烧产物则由单一的X2-Er2SiO5组成，合成的物相组成为单一的Er2SiO5粉体。

图3 不同Er/Si 摩尔比Er2SiO5前驱体1100~1300 ℃煅烧产物的XRD 图谱（a）20∶9；（b）20∶10；（c）20∶11；（d）20∶12Fig.3 XRD patterns of Er2SiO5 precursors with various Er/Si molar ratios after calcination at 1100-1300 ℃（a）20∶9；（b）20∶10；（c）20∶11；（d）20∶12

2.4 反应体系pH 值对Er2SiO5粉体物相组成的影响

并流共沉淀法合成Er2SiO5前驱体过程中，反应体系pH 值是关键工艺因素之一，本工作利用Er（OH）3的溶度积［38］，计算并设计了Er2SiO5前驱体合成的反应体系pH 值区间，如式（1）~（4）所示。

式中：c代表溶解平衡时的物质浓度；Ksp代表难溶物的溶度积，根据稀土氢氧化物稳定性表可知，Er（OH）3的溶度积为1.3×10-22。当溶液中Er3+浓度为10-6mol/L时，通常可认为Er3+已经沉淀完全［39］，据此可计算得出此时反应体系pH 值为8.69。图4 所示为不同反应体系pH 值条件下合成Er2SiO5粉体的XRD 图谱。可以看到，在Er/Si 摩尔比为20∶11 条件下，合成的Er2SiO5粉体均由X2-Er2SiO5和Er2O3组成；而当Er/Si摩尔比为20∶12 时，所合成的Er2SiO5粉体则均由单一的X2-Er2SiO5组成。另外，由图4（a）可以看到，在pH=8~11 范围内，随着反应体系pH 值的升高，Er2SiO5粉体XRD 图谱中的Er2O3衍射峰的相对强度明显降低，反应体系pH 值的升高对提升Er2SiO5结晶度、降低Er2O3杂质含量具有一定的促进作用。在Er2SiO5前驱体的合成过程中，反应体系pH 值的增加可使TEOS 的缩聚反应更加充分，而缩聚脱氢生成的硅氧基团可提供高浓度的负电位点，促使Er3+附着量的增加，进而形成富Er3+的Si—O—Er网络结构，有效降低游离Er3+在煅烧过程中生成的Er2O3杂质含量。另外，随着反应体系pH 值的升高，沉淀中的OH-浓度呈指数增大，Si 原子的活性增加也会促使Er3+充分嵌入至Si—O—Si形成Si—O—Er网络结构。

图4 不同反应体系pH 值条件下合成Er2SiO5粉体的XRD 图谱 （a）20∶11；（b）20∶12Fig.4 XRD patterns of synthesized Er2SiO5 powders under various pH values of the reaction system （a）20∶11；（b）20∶12

2.5 Er2SiO5粉体的微观形貌

图5 所示为Er/Si 摩尔比为20∶12 时合成前驱体1300 ℃煅烧10 h 制备Er2SiO5粉体的微观形貌。由图5（a）可以看到，并流共沉淀法合成的Er2SiO5粉体呈近球形形貌特征，一次颗粒尺寸分布在200~800 nm 范围内，且Er2SiO5粉体颗粒之间存在明显的团聚现象。纳米级Er2SiO5粉体颗粒表面具有较高的表面能，颗粒之间通过相互靠拢降低系统自由焓可造成团聚，粉体颗粒间的烧结是产生团聚的另一个主要原因。图5（b）所示为单个Er2SiO5颗粒的透射电镜形貌图与元素分布。可以看到，该近球形纳米Er2SiO5颗粒表面仅含Er，Si，O 元素，且各元素分布较为均匀。图5（c）所示为Er2SiO5粉体的高分辨图片。可以看到，Er2SiO5晶体内部晶格条纹清晰，无明显缺陷，其晶面间距为0.30 nm，与X2-Er2SiO5标准PDF 卡片（JCPDS 图卡No.40-0384）中（013）晶面的晶面间距是一致的。

图5 Er2SiO5粉体的微观形貌（a）扫描电镜图；（b）透射电镜图；（c）高分辨图Fig.5 Morphologies of as-synthesized Er2SiO5 powders（a）SEM image；（b）TEM image；（c）HRTEM image

2.6 Er2SiO5粉体的合成机制

图6 所示为Er/Si 摩尔比20∶12 合成前驱体800~1000 ℃煅烧产物的XRD 图谱。可以看到，当煅烧温度为800 ℃时，煅烧产物表现出明显的无定形态特征，说明前驱体尚未完成向晶体的转化。而当煅烧温度提升至900 ℃和1000 ℃时，产物XRD 图谱中则出现了明显的X1-Er2SiO5衍射峰，且无明显杂质相出现。另外，在800~1000 ℃温度范围内，煅烧产物XRD 图谱中均未见Er2O3的特征峰，这说明并流共沉淀法合成X1-Er2SiO5晶体生成机制不同于固相法，并非通过Er2O3中间产物与SiO2反应生成Er2SiO5，而是由无定型Er2SiO5前驱体逐步转化而成的。

图6 Er2SiO5前驱体800~1000 ℃煅烧10 h 合成粉体的XRD 图谱Fig.6 XRD patterns of Er2SiO5 precursors after calcination at 800-1000 ℃ for 10 h

图7（a）所示为Er2SiO5前驱体及Er2O3，Er（OH）3中Er4d 的XPS 图谱。可以看到，Er2O3和Er（OH）3的Er4d 特征峰分别位于168.28 eV 和168.88 eV，而Er2SiO5前驱体Er4d 特征峰则位于168.98 eV，三种物质Er4d 特征峰的峰位明显不同。由图7（b）可以看到，SiO2，Si（OH）4和Er2SiO5前驱体Si2p 特征峰为分别位于102.86，103.31 eV 和101.65 eV，同样存在明显差异。对于Er2O3和SiO2而言，Er4d 和Si2p 特征峰分别对应于氧化物中Er—O 键和Si—O 键的结合状态，而在Er（OH）3和Si（OH）4中则分别对应于Er—OH 键和Si—OH 键，金属离子配位环境的变化是导致Er4d 和Si2p 特征峰偏移的原因。对比分析Er2SiO5前驱体、Er（OH）3和Si（OH）4的Er4d 和Si2p 特征峰可知，非晶态Er2SiO5前驱体的结构Er（OH）3和Si（OH）4明显不同的，Er2SiO5前驱体中不存在与Er（OH）3内部一致的Er—OH 键形式，也不同于Si（OH）4网络结构中的Si—OH结合模式。相关研究表明：并流共沉淀方法合成Yb2SiO5前驱体是以Si—O—Yb网络骨架形式存在的［33］。因此可以推断，在Er2SiO5前驱体的合成过程中，Er 离子同样可通过占据Si 位点而嵌入至Si—O—Si网络骨架，形成包含Si—O—Er结构单元的网络结构，Er2SiO5前驱体Er4d 和Si2p 特征峰相对Er（OH）3和Si（OH）4特征峰的偏移是Er—O 和Si—O 配位环境变化造成的。

图7 Er2SiO5粉体的XPS 图谱 （a）Er4d；（b）Si2pFig.7 XPS spectra of Er2SiO5 powders （a）Er4d；（b）Si2p

图8 所示为Er2SiO5前驱体及合成粉体的傅里叶红外光谱图。可以看到，在前驱体的FTIR 图谱中，2700~3800 cm-1范围存在一个宽泛且较强的吸收峰，主要是由前驱体中乙醇分子、水分子以及硅醇基中O—H 键的伸缩振动引起的［40-41］，1633 cm-1处吸收峰对应残留乙醇与分子水中O—H 键的弯曲振动模式，而1519 cm-1与1403 cm-1处吸收峰则分别对应烷氧基中—CH3和乙醇分子中—CH2的弯曲振动［42］。此外，依据相关研究可以推断：987 cm-1处的吸收峰可对应Si—O—Er 键不对称伸缩振动的TO 模式［33］，688 cm-1处吸收峰对应Er—OH 键的弯曲振动［40］，而804 cm-1和450 cm-1附近的吸收峰则分别对应Si—O—Si 对称伸缩振动与弯曲振动模式［43-44］。其中，相对于TEOS水解缩聚产物而言［33］，Er2SiO5前驱体中Si—O—Si 对称伸缩与弯曲振动明显减弱，说明前驱体中部分Si—O—Si 链中的Si4+被Er3+原位取代，形成了由Si—O—Si和Si—O—Er 组成的无定形Si—O—Yb网络结构。由Er2SiO5粉体的FTIR 图谱可见，2700~3800 cm-1范围未发现明显吸收峰，主要与煅烧过程中前驱体内部乙醇、水分子及硅醇基团挥发或分解有关。另外，Er2SiO5粉体FTIR 图谱的吸收峰主要集中于400~600 cm-1和800~1000 cm-1范围内。其中，990 cm-1处的吸收峰对应Er—O—Er 链中Er—O 键的伸缩振动［37］，879 cm-1和460 cm-1处吸收峰对应于［SiO4］四面体中Si—O 键的对称伸缩振动与低频弯曲振动［36，45］，而586 cm-1和539 cm-1处的吸收峰则分别对应［ErOx］（x=6，7）多面体中Er—O 键的弯曲振动与伸缩振动［46］。在前驱体向Er2SiO5晶体的转化过程中，Si—O—Si 及Si—O—Er 键逐渐被打破，前驱体内部经历了一系列断键和成键过程，并通过结构重组形成了具有单斜结构的Er2SiO5晶体。

图8 Er2SiO5前驱体及合成粉体的傅里叶红外光谱图Fig.8 FTIR of Er2SiO5 precursor and synthetic powder

并流共沉淀法制备Er2SiO5粉体的原理与固相法明显不同，前驱体的合成以及向Er2SiO5的转化经历了一个复杂的物理和化学过程。首先，Er2O3通过与HCl 的化学反应直接得到ErCl3溶液，Er 离子在溶液中是独立存在的；而TEOS 在乙醇水溶液中则会发生水解缩聚反应，形成富含—C2H5和—OH 基团的Si—O—Si网络，且在混合过程中，具有酸性特征的Er3+溶液会加速TEOS 的水解，并可促使Er3+吸附在缩聚形成的Si—O—Si负电网络周围。而在沉淀过程中，碱性母液进一步加速TEOS 的缩聚，促使Si—O—Si网络结构进一步发生交联；同时Er3+则会原位取代Si—O—Si网络中的部分Si 生成Si—O—Er网络结构，如公式（5）所示，最终形成由Si—O—Er构成的非晶态Er2SiO5前驱体。

在煅烧过程中，无定型Er2SiO5前驱体中Si—O—Er结构逐渐破坏，形成［SiO4］四面体、［ErOx］多面体等结构单元，并通过结构重组生成X1-Er2SiO5，而后则随着煅烧温度的升高进一步转变为X2-Er2SiO5结构，如公式（6）~（7）所示。当前驱体中Er/Si 比高于Er2SiO5的化学计量比时，Er3+将会在Si—O—Er网络结构向Er2SiO5晶体转化过程中逐渐析出，并与环境中的氧发生反应，生成Er2O3杂质相。

3 结论

（1）采用并流共沉淀法合成了Er2SiO5粉体，Er/Si摩尔比下降可降低Er2SiO5的结晶温度，且促进X2-Er2SiO5的生成；煅烧温度的升高有助于获得纯X2-Er2SiO5粉体，提高晶体结晶度，但对粉体物相组成没有明显影响；反应体系pH 值的提高则可加速Si—O—Er结构的生成。

（2）当前驱体Er/Si 摩尔比为20∶12，煅烧温度为1300 ℃时，所合成Er2SiO5粉体由单一的X2-Er2SiO5组成，具有纳米尺度的一次颗粒内部成分分布均匀，存在一定的团聚现象。

（3）Er2SiO5前驱体是由Si—O—Er网络结构组成的，Si—O—Er网络结构在煅烧过程中生成［SiO4］四面体和［ErOx］多面体等结构单元，通过结构重组生成X1-Er2SiO5，并最终转变成X2-Er2SiO5。