Al_2O_3_C_TiC质耐火材料的侵蚀行为
夹渣对中间包塞棒耐火材料的蚀损(神翻译)全解
夹渣对中间包塞棒耐火材料的蚀损钢水中的液态夹杂对中间包塞棒顶部耐火材料的影响很大，在本次研究中，对钢坯生产中加渣对中间包塞棒耐火材料的侵蚀磨损进行了讨论。
利用现场重力分析技术，在1570℃至1600℃的氩气气氛中，测定了1～4小时之间夹渣（SiO2-Al2O3-CaO-MnO-FeO）对三种塞棒顶部耐火材料，即Al2O3-C, ZrO2-C和 MgO-C的影响。
通过现场重力数据，同时结合测试后试样的检验，可以为渣—耐材交互作用的动态过程以及耐火材料的损蚀机理提供有价值的观点。
实验表明三种耐火材料性能明显不同，其性能主要是由对液态夹杂化学侵蚀的抗力和内部碳氧化反应的程度来决定。
夹杂中的FeO对耐火材料中的碳氧化物有明显作用，从而导致剧烈反应和严重磨损。
夹杂中MnO同样也与碳发生反应，但反应程度小，对耐火材料的严重磨损只发生在耐火材料的颗粒上。
而由于内部碳氧化反应造成的失重则是较为重要的一个问题。
在耐火材料测试中，MgO-C效果最差，是因为碳与MgO颗粒内部都受到夹杂物严重侵蚀，重量损失则是由于内部碳的反应。
当MnO含量上升到33wt%时，ZrO2则表现出对化学侵蚀的抵抗力，但是由于碳的反应造成了质量的严重损失；Al2O3-C在测试中表现最佳，对夹渣的磨损和内部碳反应都具有抵抗性。
这一结论在现有的经验和观察中得到广泛的共识。
关键词中间包塞，耐材磨损，液态夹杂，连续铸钢。
1.前言在连铸过程中，中间包操作时由于固态夹杂沉积而使水口堵塞已经成为一个大家广泛研究的课题，1-3）相比之下，关于中间包塞棒或侵入式水口与液态夹杂相互作用而引起的耐火材料损蚀研究甚少。
中间包塞头侵蚀发生在设备更新过渡期间，4）在这个过渡期，需要为新安装的钢包冶金炉设计新的二次精炼工艺。
特别是通过残留铝控制游离氧和钙处理来掌握夹杂的组分，并以此给于更稳定的连铸操作环境。
在此期间，二次处理以及夹杂对塞头性能的影响变得明显。
有些情况下，观察到中间包用MgO-C塞头严重损蚀会导致操作程序的错乱，同样的，其它塞头耐材也进行过测试。
Al_2O_3_C耐火材料的性能研究
包头钢铁学院学报 Journal of Baotou University of Iron and Steel Technology
June ,2000 Vol.19 ,No.2
文章编号 :1004 - 9762 (2000) 02 - 0111 - 04
112
包头钢铁学院学报
2000 年 6 月 第 19 卷 第 2 期
表 1 矾土熟料的理化性能指标 Table 1 Chemical composition of bauxite and its physical properties
化学成分/ w %
物 性 指 标
Al2O3 SiO2 Fe2O3 CaO TiO2 MgO Na2O K2O 灼减
体积密度/ (g·cm22)
吸水率/ %
83135 7174 1144 0140 4135 0122 01134 01138 0137
3113
3112
气孔率/ % 9130
112 试样的制备及性能测试
试样制备的工艺流程如图 1 所示 1 混练在三棍 四筒棒磨机上进行 ,坯料粒度组成的质量分数为 :3 ～1 mm 60 % ,1～011 mm 5 % , < 011 mm 30 %1 成型 时 ,先利用粉末压片机在 40 MPa 压力下将试样压成 < 20 mm 的圆柱体 ,然后采用等静压成型 ,所使用的 压力为 130 MPa1 成型后的坯体放入干燥箱内进行 干燥 ,使树脂固化 ,干燥温度为 150～200 ℃,干燥时 间 24 h1 在硅钼棒高温炉内进行埋碳烧结 1
由于铝碳质耐火材料具有良好的抗渣性 、抗热 震性 、强度高等特性[1] ,使得其被作为一种必不可少 的功能性耐火材料而被用来制作水口 、滑板等部 件 1近年来 ,随着连铸和炉外精炼等炼钢新技术的 不断发展 ,对耐火材料的使用性能提出了更高的要 求 ,通过使用高质量的原料与先进的工艺制度等来
硅酸铝耐火材料的抗碱侵蚀性
积的变化评估耐火材料的抗碱侵蚀性ꎮ 此种方法可
以作为评估耐火材料抗碱性的比较方法ꎮ
抗碱性试验的第二种方法是坩埚法ꎮ 在制备好
的试样上挖出一个凹坑 ( 坩埚) ꎬ 往坑内填入碳 酸
钾ꎬ其数量根据坑的大小确定ꎬ在凹坑的上面用盖密
水泥回转窑烧成带硅酸铝耐火材料与碱发生反
７５％
Ａｌ２. ６９
３６. １
６２. ３
１７. ７
８. ４
２０. ７
９. ６
１ ９６０
１ ７１０
≥１ ７５０
> １５
> １５
> ３０
１ ３６０
１. ０９
１. １１
１ ４２０
１. ２７
１. ３０
１ ５６０
１. ９７
１. ７６
图 ３ 标记为«７５» 的试样状态
表 ２ 浇注试样的性能指标
指标名称
Ａｌ２ Ｏ３
ＣａＯ
体积密度 / ( ｇｃｍ－３ )
开口气孔率 / ％
耐压强度 / ＭＰａ
浇注料 Ａ 试样
７５. ９
１. ７０
２. ７５
１７. ７
５６. ５
图 ４ 标记为«３０» 的试样状态( 坩埚法测定)
图 ５ 标记为«３７» 的试样状态( 坩埚法测定)
因ꎬ将会导致耐火材料的线热膨胀系数和热导率发
生变化ꎬ从而使抗热震性变得差一些ꎮ 另外ꎬ温度的
波动也会导致耐火材料发生剥落ꎮ
在 Ａｌ２ Ｏ３ 含量为 ３０％~ ８０％ 的耐火材料中发生
反应时生成长石类矿物ꎬ同时耐火材料体积增大ꎬ达
性ꎮ 如果试验显示渗透的深度小于 ３ ｍｍꎬ并且没产
高铝质隔热耐火砖的碱金属侵蚀行为评估
高铝质隔热耐火砖的碱金属侵蚀行为评估隔热耐火砖在高温环境中扮演着重要的角色，而高铝质隔热耐火砖具有优异的耐高温性能，被广泛应用于冶金、玻璃、水泥等行业。
然而，在某些特定环境中，高铝质隔热耐火砖可能会受到碱金属的侵蚀，导致其性能衰减，甚至无法继续使用。
因此，对高铝质隔热耐火砖的碱金属侵蚀行为进行评估具有重要意义。
首先，我们需要了解高铝质隔热耐火砖的组成和碱金属的特性。
一般而言，高铝质隔热耐火砖主要由氧化铝、氧化硅以及其他氧化物组成。
这些氧化物具有良好的耐高温性能，但在碱性环境下容易发生反应。
碱金属是指具有碱性的金属元素，如钠、钾等。
这些金属在高温下与高铝质隔热耐火砖中的氧化物发生反应，形成易溶于水的化合物，从而引起砖材的侵蚀。
其次，我们需要评估高铝质隔热耐火砖的抗碱性能。
这可以通过实验室测试来完成。
一种常用的方法是采用碱侵蚀试验。
在这个试验中，高铝质隔热耐火砖样品将暴露在一定浓度的碱性溶液中，经过一定时间后，观察样品的外观和性能变化。
例如，可以通过测量样品的质量变化和表面形貌来评估其抗碱性能。
如果材料的质量损失较小且表面变化较少，则说明其抗碱性能较好。
此外，还可以利用扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）等技术来观察和分析高铝质隔热耐火砖样品表面的微观结构和元素组成。
通过观察样品的微观形貌和元素分布情况，可以了解到碱金属的侵蚀行为以及与高铝质隔热耐火砖材料的反应情况。
这些分析结果有助于我们深入理解高铝质隔热耐火砖的碱金属侵蚀机理。
另外，我们还可以通过实际应用中的案例研究来评估高铝质隔热耐火砖的碱金属侵蚀行为。
可以选择具有碱性环境的工业场所，收集现场使用高铝质隔热耐火砖的相关数据和情况。
通过对这些数据的分析，可以判断高铝质隔热耐火砖在不同环境下的表现，从而评估其抗碱性能是否满足需求。
最后，根据碱金属侵蚀行为评估的结果，我们可以根据不同情况采取相应的措施。
如果高铝质隔热耐火砖的抗碱性能较好，可以继续使用并监测其性能变化。
熔渣对RH炉用耐火材料的侵蚀及解决措施
职教与成教
熔渣对 RH 炉用耐火材料的侵蚀及解决措施
渤海船舶职业学院材料工程系 王 博
［摘 要］本文主要阐述了，熔渣对 R H 炉用耐火材料的侵蚀机理，并提出了解决措施，对实际生产中提高耐火材料的使用寿命具有 积极的指导作用。 ［关键词］R H 炉 镁铬转 耐火材料
引言 RH 真空脱气炉最初只是作为脱气装置，当时的耐火材料内衬主要 采用粘土砖高铝砖。现在，RH 炉功能已经扩展到了吹氧和喷粉，内衬耐 火材料的适用条件变得更为苛刻，因此要选用高级耐火材料。特别是随 着高级特种钢的产量增加，正在大力推广增大环流量，以进行超低碳钢 的稳定生产和高速处理。加大环流量使耐火材料内衬磨损增加；钢包熔 渣吸入量增加又加大了结构剥落和侵蚀，所有这些因素都将导致内衬 材料的损毁加剧。因此，现在的 RH/RH- OB 内衬以直接结合镁铬砖为 主流，而在 RH/RH- OB 内衬吹氧口周围使用半结合或再结合镁铬砖， 一部分使用镁碳砖。[1] 1.熔渣的侵蚀机理 RH 炉下部槽及循环管、插入管砖是直接接触熔渣的部位，熔渣对 镁铬砖的侵蚀是主要的损毁方式。在 RH 炉冶炼过程中经常会形成氧 化铁含量很高的 FeO- SiO2- MnO- Al2O3 系酸性渣，这种渣流动性很好， 易渗入耐火材料内。图 1 为循环管残砖分带后各带的显气孔率和体积 密度变化曲线。从图中可以看出，从工作层向原砖层体积密度逐渐变 小，显气孔率逐渐变大，这是由于熔渣沿着镁铬砖的基质部分向镁铬砖 内渗透，填充镁铬砖内的气孔所致。
在镁铬砖表面熔渣可以将镁铬砖的骨料溶解侵蚀掉，如图 2。熔渣 中的硅酸盐可以渗透到镁铬砖的基质当中，在工作层附近使基质失去 结合能力，从而导致镁铬砖很容易被钢水冲刷侵蚀掉；硅酸盐渗透到镁 铬砖内部可以使镁铬砖形成一层致密变质层。变质层与未变层之间热 膨胀性不同，当温度发生大的波动时变质层与未变层的边界处会产生 很大的应力，这些应力就导致一些平行于工作面的裂纹产生，从而使材 料开裂、剥落。这种剥落称为结构剥落。结构剥落对耐火材料造成的危 害要比高温下被熔蚀大得多。
耐火材料侵蚀对CaO—Al2O3—SiO2系统微晶玻璃结构及性能影响
在 工 业 化 生 产 中 ，池 壁 耐 火 材 料 侵蚀 是 一 个 普 遍 存 在 的 问 题 ，严 重 的 侵 蚀 不 但 限 制 了 池 窑作 业 温
度 、 短 了 熔 窑 使 用 寿命 ， 重 要 的是 不可 避 免 地 对 缩 更 微 晶玻 璃 的 结 构 和 性 能 产 生 影 响 ，进 而影 响产 品 的
பைடு நூலகம்
禄 劝 水 泥 厂 普 通 ５ ５水 泥 （ 标 准 ）掺 粉 煤 灰 抗 冲 ２ 原
磨 混凝 土 的 部 分 试验 结 果 。表 ９表 明 ：
（ ） 掺 粉 煤 灰 混 凝 土 与 不 掺 粉 煤 灰 混 凝 土 对 １
比 ： 号 １与 ３ ２与 ４， 水 灰 比相 同 条 件 下 ， 粉 序 ， 在 掺
近 ， 而具 有 陶瓷 般 的高 强 耐 磨 性 。 因
４ 结 语
粉 煤 灰 虽 然 是 一 种 工 业 废 渣 ， 由于 它 物 理 、 但 化 学 、 学 等 方 面 的特 性 ， 果 能 有 选 择 地 根 据 混 凝 土 热 如
的不 同性 能 和 用 途 加 以利 用 ，对 于 促 进混 凝 土 工 程
２ 池 壁 耐火 材 料 静态 侵蚀 实验
２ １ 实验 材 料 的 制 备 ．
有 所 降低 ， ？ 土抗 冲磨 强 度 相 近 。 明掺 粉 煤 灰 但 昆凝 表
混 凝 土 抗 冲磨 性 能 良好 。 （ ）普 通 塑性 混凝 土 与 大 坍 落 度 泵 送 混 凝 土 对 ２ 比 ： 号 ３与 ５ ４与 ６ 由于 泵 送 ？ 土有 可 泵 性 要 序 ， ， 昆凝 求 ， ｍ 混 凝 土 水 泥 用 量 较 普 通 塑 性 混 凝 土 分 别 增 每 加 ２ ｋ （ １ ． ％ ）和 ４ ｋ （ １ ． ％ ） 在 水 灰 比 ８ｇ增 ２６ ０ｇ增 ４７ ， 相 同 条 件 下 ， 凝 土 ２ ｄ抗 压 强 度接 近 ， 混 凝 土 抗 混 ８ 但 冲磨 强 度 有 大 幅 度增 加 ，表 明 单 位 水 泥用 量 对 混 凝 土 抗 冲磨 强 度有 一 定 影 响 。
Al_2O_3_CaO系熔铸耐火材料的合成与性能
REFRACTORIES &LIMEDec.2009Vol.34No.61前言对含CaO 的耐火材料抗玻璃液的侵蚀性进行了试验，其试验结果表明，只有含CaO 5%~8%的材料对于下列玻璃液具有足够的抗侵蚀性：C52-1型电磁玻璃和BC-92型光学玻璃。
当熔铸材料中的CaO 含量超过8%时，在所有的情况下均可导致其抗侵蚀性下降，这是由于其中的铝酸钙含量偏高所致。
对于矾土水泥及磨料的生产来说，Al 2O 3-CaO 系材料具有更重大的作用，并对它进行了大量的研究。
图1示出了Al 2O 3-CaO 系材料的平衡图。
在该系统的高铝区内形成铝酸钙（CaO ·6Al 2O 3和CaO ·2Al 2O 3）。
化合物CaO ·6Al 2O 3于1850℃熔融，并分解为刚玉和液相，化合物CaO ·2Al 2O 3的低共熔温度约为1765℃。
对于熔铸材料的合成来说，系统中高铝区内的难熔铝酸钙具有一定的意义。
本文列出了Al 2O 3-CaO 系高铝区内熔铸耐火材料的合成结果及性能的综合研究结果。
根据Al 2O 3-CaO 系材料平衡图（见图1），合成材料组成的区域内CaO 含量限制在20%。
2材料的制备及实验制取Al 2O 3-CaO 系熔铸耐火材料的配料组成如下：牌号为Г-1的工业氧化铝（ГОСT 6912）和工业纯度的白垩，含CaCO 398%。
在电弧试验炉内对配料进行熔融，变压器的功率为430kW 。
制备好的溶液注入由石墨板组装的浇铸模型中，后者的内部尺寸为180（160)mm ×250(220)mm ×500mm 。
盛有铸块的模型置于热箱的隔热材料层之下在自然条件下进行徐冷。
经过测定和称量之后用金刚石器具将铸块沿纵剖面切开，以便分析结构的特性。
图2中示出了个别铸块的内部结构，铸块的性能见表1。
加入5%CaO 时，代号为П-281铸块的气孔率比无加入剂的代号为П-301铸块要低一些。
使用新型Al_2O_3-SiC-C砖降低铁水运输过程中耐火材料成本
图 ２ Ｓ 加 入量 与 氧 化 面 积 比率 的 相 互 关 系 ｉ
３２ Ｂ 对 试 样 性 能 的 影 响 ．
图 ３显 示 的 是 ， 当 Ｓ 加 人 量 均 为 ２ ｉ ％时 ，不
论 多 高 温 度 ，其 抗 氧 化 曲线 相 似 ，也 就 是 说 ，被
Ｂ Ａ为 主料 的试 样 影 响均 不 大 ，可是 ．当 Ｃ Ｏ含 Ｆ ａ 量 高 时 （ Ｂ） 以 Ｂ Ａ 为 主 料 的 材 料 抗 渣 侵 蚀 渣 ， Ｆ 性 能 比铝 矾 土 为主 料 的 好 ，主 要 原 因 是 铝 矾 土 有 较 高 的 ＳＯ ，因此 ，如 果 必 须 进 行 脱 硫 ，渣 线 和 ｉ：
部 被氧 化 ，ＳＣ几 乎 全部 被分 解 ，还 存 有 较大 的铝 ｉ
３４ Ａ ２ ３ 量 对试 样 的影 响 ． ｌ 含 ｏ 从 图 ５可 以看 出 ，渣 Ａ对 以铝 矾 土 为 主 料 和
矾 土颗 粒 ，渣 中的 Ｃ Ｏ、Ｍｇ ａ Ｏ、Ｍｎ Ｏ和 Ｆ ｅ渗 透在 变 质 层 中 。这 表 明侵 蚀 的 步骤 是 ：在 烘烤 和使 用 期 间 ，首 先碳 和 ＳＣ被 氧 化 ，造 成 材 料 结构 疏 松 ， ｉ 渣 中 的 Ｃ Ｏ、Ｍｇ ａ Ｏ、Ｍｎ Ｏ、Ｆ ｅ渗 入 到 材 料 中 ，并 与 ＳＣ反 应 ，Ａ ， ｉ １ 变成 了玻 璃 相 ； 当渗 透 到 分 界 Ｏ 线 时 ， 由于 原 砖 结 构 致 密 ，且 因 碳 不 能 被 润 湿 ，
高 ５ ％ ，并 且 每 个 部 位 所 使 用砖 的 残 砖 厚 度 几 乎 ０
一
表 明碳 和 ＳＣ具 有 非常 好 的抗渣 侵蚀 性 能 。从 图 ４ ｉ 中还 可 以看 到 ，对 高 钙 渣 （ Ｂ 而 言 ，渣 侵 蚀 渣 ） 指 数 随 Ｃ （ ＋ ４ ） 的升 高 而减 少 ，这 意味 着 在 高 ／Ｃ ＢＣ Ｃ Ｏ情 况 下 ，适 合 于 增 加 碳 含 量 ，减 少 ＳＣ含 量 ａ ｉ （ 水包 和鱼 雷 车 脱 硫 情况 相似 ） 铁 。但 是 ，如 果 碳 含 量 太 高 ，将 降低 其 抗 氧 化 性 和 抗 机 械 性 能 。 因 此 ，不 同 的碳 和 ＳＣ含 量 是 由不 同 的操 作 条 件 和 ｉ 不 同 的 内衬 使 用 部 位 决 定 的 。 通 常 ，Ｃ （ ＋ ４ ／Ｃ ＢＣ）
三种耐火浇注料抗K_(2)CO_(3)侵蚀性能对比
三种耐火浇注料抗Ｋ２ＣＯ３侵蚀性能对比许应顺 张三华 秦红彬 曹迎楠 冯海霞 王欢中钢集团洛阳耐火材料研究院有限公司先进耐火材料国家重点实验室 河南洛阳４７１０３９摘 要：为探索垃圾焚烧炉用耐火材料被碱金属化合物侵蚀的机制，采用碱蒸气法对莫来石、刚玉和铬刚玉三种浇注料在８００、１０００、１２００和１３５０℃保温３０ｈ进行侵蚀试验，对比不同温度下三种浇注料侵蚀前后的物理性能和抗碱侵蚀性能。
结果表明：１）在８００℃时，莫来石、刚玉和铬刚玉浇注料经Ｋ２ＣＯ３侵蚀后的强度都高于侵蚀前的强度，且刚玉浇注料侵蚀后的强度最高，莫来石和刚玉浇注料的抗碱侵蚀性比铬刚玉浇注料的好。
２）当温度为１０００、１２００和１３５０℃时，莫来石、刚玉和铬刚玉浇注料经Ｋ２ＣＯ３侵蚀后耐压强度均下降，但铬刚玉浇注料抗碱侵蚀前后的耐压强度均高于莫来石和刚玉浇注料的，铬刚玉浇注料的抗碱侵蚀性能更好。
关键词：浇注料；莫来石；白刚玉；铬刚玉；抗碱侵蚀性；物理性能中图分类号：ＴＱ１７５ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００１－１９３５（２０２１）０２－０１３５－０５ＤＯＩ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１－１９３５．２０２１．０２．０１０ 随着世界人口的不断增加和经济的高速发展，城市垃圾和工业废弃物的数量急剧增多。
垃圾的存在不仅占用大量的空间，还对地球环境造成严重污染，危害人类和动植物的生存环境［１－２］。
垃圾处理较多采用的是焚烧。
在垃圾焚烧炉中，因焚烧的垃圾为不同组成的非均匀性混合物，其类型和热量等方面有很大不同［３－５］。
为此，垃圾焚烧炉内衬的物理和化学性能需适应不同阶段的操作要求。
垃圾焚烧炉的工作温度一般不超过１４００℃［６］，但复杂的工作环境（如气体的侵蚀，垃圾中的金属等在高温下对炉体内部的磨损、冲击等）要求耐火材料内衬具有以下特点［７－８］：良好的耐磨性；良好的体积稳定性和耐酸碱性；良好的热冲击性；良好的抗侵蚀能力［９－１０］；良好的高温强度和隔热性［１１－１２］。
高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为研究
高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为研究隔热耐火材料在高温环境下承受各种化学物质的侵蚀是一个重要的研究课题。
其中，高铝质隔热耐火砖由于其优异的性能和广泛应用领域而备受关注。
本文将研究高铝质隔热耐火砖在化学腐蚀环境下的表现，探讨其化学腐蚀行为及其影响机制。
首先，我们需要了解高铝质隔热耐火砖的基本组成。
该材料主要由氧化铝（Al2O3）和高岭土（Al2Si2O5(OH)4）等物质组成。
氧化铝具有良好的耐高温、耐腐蚀性能，而高岭土则能提高砖体的强度和抗裂性能。
化学腐蚀是指材料在化学物质作用下发生物理性质改变或结构破坏的过程。
高铝质隔热耐火砖在化学腐蚀环境下面临的主要问题是侵蚀和熔融。
对于化学腐蚀，主要考察的是材料的抗侵蚀性能。
高铝质隔热耐火砖的抗侵蚀性能与其化学成分关系密切。
浸泡试验是一种常用的评估材料抗侵蚀性能的方法，它能模拟实际使用中的化学腐蚀环境。
通过将高铝质隔热耐火砖浸泡在不同浓度的化学溶液中，观察其质量变化、形貌变化以及晶体结构的改变等，可以评价其抗侵蚀性能。
研究表明，高铝质隔热耐火砖在不同化学腐蚀介质中表现出不同的抗腐蚀能力。
例如，当暴露在硫酸、盐酸和氢氟酸等酸性介质中时，高铝质隔热耐火砖会发生腐蚀和侵蚀。
这是因为这些酸性介质会与氧化铝发生化学反应，产生易溶于介质中的物质，从而破坏了高铝质隔热耐火砖的结构。
除了酸性介质，高铝质隔热耐火砖还能够抵御碱性介质的侵蚀。
碱性介质对于高铝质隔热耐火砖的腐蚀作用相对较小，因为氧化铝具有较好的抗碱性能。
然而，长期暴露在碱性介质中，也会对高铝质隔热耐火砖的结构产生一定的影响。
此外，高铝质隔热耐火砖还可能面临熔融问题。
在高温下，砖体中的氧化铝和高岭土会发生熔融，使砖体的结构破坏。
这主要是由于高温下物质的热膨胀和熔化特性所导致的。
因此，高铝质隔热耐火砖在高温环境下的应用需特别注意。
针对高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为，可以采取一些措施进行改进。
一方面，可以通过提高氧化铝含量和添加一些抗侵蚀剂来增强高铝质隔热耐火砖的抗腐蚀性能。
高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为评估
高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为评估高铝质隔热耐火砖是一种重要的耐火材料，广泛应用于高温工业领域。
为了能够更好地评估这种材料在化学腐蚀环境下的性能，本文将详细介绍高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为评估。
首先，我们需要了解高铝质隔热耐火砖的化学成分和结构。
高铝质隔热耐火砖主要由高纯度氧化铝(AL2O3)和高岭土(AL2O3·SiO2)等原料制成。
其结构由高铝质主相和玻化相组成，玻化相的存在使其具有优异的抗压强度和耐火性能。
在实际应用中，高铝质隔热耐火砖常常会受到各种化学腐蚀介质的侵蚀，例如酸性、碱性或氧化性介质。
因此，对于该材料的化学腐蚀行为评估需要考虑以下几个方面。
首先是化学腐蚀环境的选择。
不同的化学腐蚀介质对高铝质隔热耐火砖的腐蚀行为有所差异，因此需要根据具体条件选择适当的化学腐蚀介质进行评估。
其次是腐蚀行为的评价指标。
常用的评价指标包括腐蚀速率、腐蚀深度、质量损失等。
腐蚀速率可以通过测量耐火砖在化学腐蚀介质中的质量损失与腐蚀时间的比值来计算。
腐蚀深度可以通过扫描电镜等显微技术进行观察和测量。
此外，还需要考虑材料的微观结构和性能变化。
化学腐蚀会引起高铝质隔热耐火砖内部微观结构和物理性能的变化，如晶体尺寸的增大、结合剂的破坏等。
这些变化对材料的整体性能具有重要影响，因此需要进行深入研究和评估。
在实际评估中，可以采用实验方法和计算模拟方法相结合的方式。
实验方法包括常规化学腐蚀实验、物理性能测试等，可以通过浸泡实验、悬浮实验等方式模拟实际工作环境。
计算模拟方法则可以通过建立化学腐蚀的数学模型，预测高铝质隔热耐火砖在不同化学腐蚀介质中的腐蚀行为。
最后，根据化学腐蚀行为的评估结果，可以对高铝质隔热耐火砖的应用环境进行选择和优化。
例如，在碱性环境下，可以考虑采用耐碱型的高铝质隔热耐火砖；在酸性环境下，可以选择具有较好酸腐蚀性能的材料。
综上所述，对于高铝质隔热耐火砖的化学腐蚀行为评估，需要考虑化学腐蚀环境的选择、评价指标的确定、微观结构和性能变化的研究、实验方法和计算模拟方法的应用等。
高铝质隔热耐火砖的高温沉积物析出行为研究
高铝质隔热耐火砖的高温沉积物析出行为研究高铝质隔热耐火砖是一种广泛应用于工业领域的耐火材料，具有良好的耐高温，隔热和耐腐蚀性能。
然而，在长期使用过程中，高温下沉积物的析出可能会对隔热耐火砖的性能产生负面影响。
因此，对高铝质隔热耐火砖在高温环境下沉积物的析出行为进行研究，对于延长其使用寿命、提高其性能至关重要。
首先，我们需要了解高铝质隔热耐火砖的主要成分。
高铝质隔热耐火砖主要由高纯度的氧化铝（Al2O3）和硅酸铝（Al2Si2O7）等组成。
这些成分使得高铝质耐火砖具有出色的耐热性和抗蚀性，能够承受高温下的极端工作条件。
然而，在高温环境下，隔热耐火砖表面可能会形成沉积物。
这些沉积物主要是由煤炭燃烧时释放出的气体中的氯化物、硫化物和硅酸盐等组成。
沉积物的形成取决于多种因素，如燃烧物质的成分、燃烧温度、气流速度和材料表面的物理化学性质等。
研究表明，高铝质隔热耐火砖在高温条件下沉积物的析出行为可以分为三个阶段：初始阶段、稳定阶段和尾部阶段。
在初始阶段，高温下释放的气体中的微小颗粒会在隔热耐火砖表面沉积。
这些颗粒主要包括硅酸盐和氯化物等化合物。
沉积物的形成过程受到砖体表面的缺陷和温度梯度的影响。
研究发现，较高的表面缺陷和温度梯度可能会导致更多的沉积物形成。
随着时间的推移，沉积物的析出逐渐进入稳定阶段。
在这个阶段，沉积物的分子结构逐渐稳定，并且更多的化学反应发生。
这些反应可以促进沉积物的生长和变化，进一步影响隔热耐火砖的性能。
在尾部阶段，沉积物的持续析出逐渐减少，但仍可能对隔热耐火砖的性能产生影响。
这一阶段的沉积物主要是由硫酸盐和硫在高温下氧化形成的硫酸成分组成。
这些硫酸成分具有较高的侵蚀性，可能导致隔热耐火砖出现腐蚀和剥落。
为了减轻高铝质隔热耐火砖在高温环境下沉积物的影响，可以采取以下措施：1. 优化燃烧过程。
采用更纯净的燃料和更高效的燃烧设备，可以减少煤炭燃烧时释放的有害气体，从而减少沉积物的形成。
2. 改善隔热耐火砖表面性质。
高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为研究
高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为研究随着现代工业的发展，高温环境下的耐火材料需求越来越大。
其中，高铝质隔热耐火砖作为一种重要的耐火材料，广泛应用于冶金、建筑和化工等工业领域。
然而，高铝质隔热耐火砖在高温环境下会发生相变行为，影响其性能和寿命。
因此，对高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为进行研究具有重要的意义。
首先，我们需要了解高铝质隔热耐火砖的组成和结构。
高铝质隔热耐火砖主要由高铝质矿物质和胶结剂组成。
其中，矿物质主要包括氧化铝 (Al2O3) 和硅石(SiO2) 等，胶结剂主要包括粘土和高铝水泥等。
这些组分在一定比例下经过研磨、混合、成型和烧结等工艺得到最终的高铝质隔热耐火砖。
在高温环境下，高铝质隔热耐火砖会发生相变行为，即材料的结构和性能发生改变。
这种相变行为可以通过物理性质的变化来进行研究，如热膨胀系数、热导率、抗压强度等。
通过测量这些性质的变化，可以揭示高温下高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为的规律。
在研究中，可以通过实验方法来模拟高温环境下的相变行为。
一种常用的方法是热循环实验，即将高铝质隔热耐火砖在不同温度下进行循环加热和冷却。
通过测量每次循环后材料的物理性质，可以分析相变行为的变化趋势和特征。
此外，还可以采用扫描电镜和X射线衍射等仪器对高铝质隔热耐火砖的微观结构进行分析，进一步揭示相变行为的机制。
研究表明，高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为与其组分和烧结工艺密切相关。
不同比例和类型的矿物质和胶结剂会影响相变行为的温度范围和特征。
此外，烧结工艺的温度和时间等参数也会对相变行为产生影响。
因此，在生产过程中控制这些因素非常重要，以提高高铝质隔热耐火砖的性能和寿命。
进一步研究高铝质隔热耐火砖的无机胶结相变行为还可以探索相变机制和改善材料性能的方法。
例如，可以研究相变行为对材料导热性能的影响，并通过调整矿物质组分和胶结剂配比等措施来改善材料的热传导性能。
另外，还可以研究相变行为对材料的机械性能的影响，并通过优化胶结剂的种类和比例等方式来提高材料的抗压强度。
高铝质隔热耐火砖的微观变形行为研究
高铝质隔热耐火砖的微观变形行为研究在高温工作环境中，耐火砖是一种常用的隔热材料，用于保护炉膛、炉墙等设备的内部结构免受高温和热应力的破坏。
而高铝质隔热耐火砖作为一种典型的隔热材料，具有耐高温、抗腐蚀和优良的隔热性能。
然而，随着材料工程领域的发展，对高铝质隔热耐火砖微观变形行为的研究也日益重要。
微观变形行为是指材料在外力作用下发生的细微变化，包括晶体的变形、晶粒的迁移和晶界的滑移等。
了解和研究高铝质隔热耐火砖的微观变形行为，可以为设计更耐高温、抗腐蚀的新型材料提供理论基础和实验依据。
首先，高铝质隔热耐火砖的微观变形行为与其基本组成成分密切相关。
高铝质隔热耐火砖主要由高纯氧化铝和其他氧化物组成，其中主要的相是α-Al2O3晶体相。
在高温环境下，α-Al2O3晶体会发生多种变形行为，如滑移、扭转、重新结晶等。
这些变形行为直接影响着高铝质隔热耐火砖的力学性能和稳定性。
其次，晶界在高铝质隔热耐火砖的微观变形中也起着重要作用。
晶界是由两个晶粒之间的原子排列不完全匹配引起的，是一个具有不同特性的区域。
在高温环境下，晶界的能量较低，容易成为滑移和扭转发生的起始点，并参与到材料的微观变形过程中。
因此，研究晶界的微观变形行为对于理解高铝质隔热耐火砖的高温性能具有重要意义。
此外，高铝质隔热耐火砖还存在着应力集中和微裂纹扩展等问题。
由于高温下材料的膨胀系数往往较高，会导致高铝质隔热耐火砖表面产生应力集中。
在长时间的高温作用下，应力集中会引起细小的微裂纹产生，并逐渐扩展，最终导致材料的破坏。
因此，研究高铝质隔热耐火砖的微观变形行为对于改善其抗裂纹扩展性能具有重要意义。
在研究高铝质隔热耐火砖的微观变形行为时，可以运用多种实验手段来进行观测和分析。
例如，扫描电子显微镜(SEM)可以观察材料表面的形貌和晶体结构，透射电子显微镜(TEM)则可以对材料的晶粒和晶界进行高分辨率观测。
此外，还可以运用X射线衍射(XRD)、原子力显微镜(AFM)等技术手段来研究材料的晶体结构和力学性能。
Al_2O_3_C耐火材料抗氧化性研究进展
Vol. 21 No. 6 Nov. 2009
A l2 O3 2C耐火材料抗氧化性研究进展
马北越 1 ,孙勇 1 ,于景坤 1 ,孙振兴 2
11东北大学材料与冶金学院 ,沈阳 110004; 21宁波钢铁有限公司炼铁厂 ,宁波 315806
摘要 :综述了目前改善 A l2O3 2C耐火材料抗氧化性的三种方法 :添加抗氧化剂法 、浸渍氧化抑制剂法和表面涂层法 ; 分析了常用抗氧化添加剂在 A l2O3 2C耐火材料中作用机理 ,展望了提高 A l2O3 2C耐火材料抗氧化性的研究方向. 关键词 : A l2O3 2C耐火材料 ;抗氧化性 ;抗氧化剂 ;涂层技术 ;综述 中图分类号 : TU541 文献标识码 : A 文章编号 : 100226495 (2009) 0620560203
11211 金属 A l的抗氧化作用机理 金属 A l是含 C耐火
材料中常用的抗氧化添加剂 ,山口明良 [20 ]对其抗氧化作用
机理描述如下 :添加到含 C耐火材料中的 A l与 l4 C3 和 A lN. 在 pco = 110 ×105 Pa的
条件下 , A l2O3 是稳定相 ,所以 A l最终变为 A l2O3.
A l2O ( g)等扩散到氧分压较高的耐火材料表面 ,氧化后可形 成 A l2O3 保护层 ,阻止氧对耐火材料中 C的进一步氧化. 同 时生成的 A l4 C3 , A lN 及 A l2O3 还会在耐火材料中形成晶须 和板状结晶状物质 ,从而有助于提高耐火材料的高温强度.
11212 B4 C的抗氧化作用机理 Yang X F等 [21]研究了超细
RESEARCH PRO GRESS O N O X IDAT IO N RES ISTANCE O F A l2O3 2C REFRACTO R IES
Al_(2)O_(3)-SiC-C质炮泥侵蚀过程热力学计算及抗渣性分析
Al_(2)O_(3)-SiC-C质炮泥侵蚀过程热力学计算及抗渣性分析鞠茂奇;肖扬武;夏昌勇;梁永和;丛培源;魏建修;蔡玮;陈金凤【期刊名称】《耐火材料》【年(卷),期】2024(58)2【摘要】炮泥抗侵蚀性能不足会导致高炉出铁时间过短或炉前喷溅等问题,而炮泥所处不可视的“黑盒子”类服役环境,使得炮泥的侵蚀过程难以剖析。
针对目前炮泥侵蚀过程模糊的问题,采用FactSage热力学软件计算了1450℃时熔渣对Al_(2)O_(3)-SiC-C质炮泥的侵蚀过程,并利用动态抗渣试验分析了熔渣对其侵蚀不同时间后(侵蚀时间分别为0、8、16、24和32 min)的侵蚀情况。
结果表明:在渣对炮泥的侵蚀过程中首先形成钙长石侵蚀物相,继而在Al_(2)O_(3)饱和的液相析出Al_(2)O_(3),形成Al_(2)O_(3)隔离层,进一步侵蚀后炮泥和渣在侵蚀界面形成钙铝黄长石,最终形成的侵蚀物相均会完全向液相溶解;抗渣试验结果与热力学计算结果相符,渣对炮泥的侵蚀中生成的液相和低熔点物相降低了炮泥试样的临界强度,从而导致侵蚀速率加快,侵蚀时间为32 min时,炮泥试样被渣完全侵蚀破坏。
【总页数】5页(P143-147)【作者】鞠茂奇;肖扬武;夏昌勇;梁永和;丛培源;魏建修;蔡玮;陈金凤【作者单位】中冶武汉冶金建筑材料研究院有限公司;武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室;首钢水城钢铁(集团)有限责任公司【正文语种】中文【中图分类】TQ175【相关文献】1.曲轴钢CaO-CaF_(2)-SiO_(2)-Al_(2)O_(3)四元渣系组分活度的热力学计算2.Al_(2)O_(3)-MgO和Al_(2)O_(3)-MgO-SiO_(2)体系的热力学优化与计算3.CA_(6)、MA和β-Al_(2)O_(3)质浇注料抗K_(2)CO_(3)侵蚀研究4.不锈钢冶炼用铁水包Al_(2)O_(3)-SiC-C内衬砖的性能与侵蚀机理5.CaO-Al_(2)O_(3)-SiO_(2)系渣中Al_(2)O_(3)含量对铝镁质浇注料侵蚀的影响因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
影响耐火材料的抗化学侵蚀性的主要因素有以下几个原因
影响耐⽕材料的抗化学侵蚀性的主要因素有以下⼏个原因耐⽕材料在⾼温状态下抵抗各种侵蚀性物质，如固体物料、炉⽓、熔渣或溶液等的化学作⽤的能⼒称为耐⽕材料的抗化学侵蚀性。
化学侵蚀是导致耐⽕材料⾼温损毁的最主要因素之⼀，其蚀损机理亦⼗分复杂，⼀般包括：冲刷或摩擦、渗透、扩散、溶解、化学反应等物理和化学作⽤。
主要影响耐⽕材料抗侵蚀有以下⼏个因素：1）化学组成和性质。
⼀般要求：耐⽕材料的纯度应⾼、杂质成分应少，特别是要严格控制有害成分的含量；耐⽕材料与侵蚀物之间的化学反应性较低，并具有相同（或相近）的酸性或碱性。
2）矿物组成和显微组织结构。
当材料中结晶相含量较⾼，基质中的结晶矿物熔点较⾼、数量较多、⾼温液相量少、粘度⼤且呈分散状态时，则往往表现出良好的抗化学侵蚀性。
3）⽓孔和⽓孔率。
显⽓孔是侵蚀物渗透进⼊材料内部的捷径，并能显著增加侵蚀物与材料间的接触⾯积。
如材料显⽓孔率较低，且孔径极为细⼩，则往往能有效组织侵蚀物的渗透作⽤，从⽽有利于增强其抗化学侵蚀性。
4）侵蚀的黏度。
⽓态或液态侵蚀物的黏度较⼩时，其与耐⽕材料表⾯的接触程度将明显提⾼，甚⾄包裹材料，使得侵蚀物物质易于向材料内部渗透和扩散。
侵蚀物黏度较⼤时，其渗透、扩散作⽤不显著，有时还会阻⽌向材料内部进⼀步渗透、扩散。
侵蚀物的黏度主要与其化学组成和温度有关。
5）温度。
温度较⾼时，将使耐⽕材料抗化学侵蚀性降低。
⼯程上，往往对炉衬采取适当的冷却措施，主要⽬的就在于降低温度，延缓、阻⽌炉衬的蚀损。
6）⽓氛。
某些耐⽕材料的抗化学侵蚀性对⽓氛⼗分敏感。
如在还原⽓氛中，硅酸铝系耐⽕制品对含氧化铁熔渣侵蚀的抵抗性明显降低。
耐⽕材料抗化学侵蚀性的试验⽅法，主要是针对熔渣或溶液对耐⽕材料侵蚀这⼀蚀损形式⽽设定，因此耐⽕材料对溶渣或溶液冲刷、侵蚀的抵抗能⼒，⼜称为耐⽕材料的抗渣性。
现⾏国家标准规定，耐⽕材料抗渣性试验⽅法采⽤回转渣蚀法。
此外，亦常采⽤坩埚法和三⾓锥法。
铝锆炭滑板的热化学侵蚀机理_邱文冬
×600
图 5 5#试样工作带尖晶石环带中间部位能谱图 Fig.5 EDAX of the middle part of the spinel circle at the work
SiO2 的熔点为 1584 ℃, CaO ·Al2O3 的熔点 为 1600
℃, 3CaO·Al2O3 的熔点为 1539 ℃, CaO·2A l2 O3 的熔 点为 1762 ℃, 尤其是 12CaO·7Al2O 3 , 熔点只有 1392
℃, 而且结构中铝钙的配位数极不规则 , 且有大量 的结构孔洞 , 这些低熔点化合物在浇铸温度范围内 变成液相的可能性极大 , 生成的液相随着钢流而不 断流失 , 使铸孔扩大 , 造成滑板损毁 。 即使不生成 液相 , 这些化合物的生成也会引起滑板工作带钙含 量的微量增加 , 改变滑板耐火材料的组织结构 , 导 致滑板性能下降 , 影响其使用寿命 。
玉颗粒部分均有铁(锰)尖晶石出现 , 在刚玉周边形 成尖晶石 , 宽 1 ～ 10 μm , 尖晶石为以铁 、锰 、铝为主 , 含镁 、铬的高铝尖晶石(Fe·Mn·Mg)(Fe·Al·Cr)2O4 , 磁铁矿约占此带 30 %, 高铝尖晶石将呈网状相连 。 孔洞约 30 %～ 40 %, 孔径 10 ～ 58 μm , 见图 1 。
dum particals
体 MnO 含量增加量为(%):1#工作带 2.70 , 2# 工 作带 1.56 , 3#工作带 0.87 , 5#工作带 1.50 。
在浇铸过程中 , 钢水中锰与滑板耐火材料发生 如下反应 :
MnO +SiO2 →MnO·SiO2 MnO +Al2 O3 →MnO·Al2O3 根据 MnO-Al2O3-SiO2 相 图 , MnO ·SiO 2 是一 种 低熔点的化合物 , 其熔点约为 1291 ℃, 使滑板在高 温下不耐冲刷 。 而 MnO ·Al2O3 的熔点为 1720 ℃, 在浇钢温度下不生 成液相 , 只 是引起滑板工 作带 MnO 含量的 微量增加 , 改变了 滑板中刚玉原 有的 结构 。所以相比较而言 , 要求滑板中提高 A l2 O3 含 量 , 降低 SiO2 含量 , 使滑板在高温下耐冲刷 。 3.4 [ Fe] 对滑板的损毁 在所有试样工作带中 , 均有铁尖晶石出现 , 并 由于铁的侵入 , 使尖晶石出现环带结构 , 在刚玉颗 粒与挂渣层交界处生成尖晶石 , 见图 4 。尖晶石呈 三层环带结构 , 晶体中心最暗 , 为铁尖晶石 , 范围 3
Al_(2)O_(3)陶瓷发汗结构抗烧蚀性能研究
Al_(2)O_(3)陶瓷发汗结构抗烧蚀性能研究
吴海荣;张亚婷;刘宝昌;张文奇;张润凯
【期刊名称】《陶瓷》
【年(卷),期】2024()5
【摘要】笔者应用光固化增材制造技术制备了具有485μm微孔、32.84%孔隙率的Al_(2)O_(3)陶瓷基体,并通过压力浸渗工艺将铝硅耗散剂致密地填充至陶瓷基体的微孔中,形成了Al_(2)O_(3)陶瓷发汗结构。
研究结果表明:光固化增材制造成形的Al_(2)O_(3)陶瓷弯曲强度不小于216 MPa,弯曲模量不小于273 GPa,具有良好的力学承载能力;AlSi耗散剂与Al_(2)O_(3)陶瓷基体间存在界面反应,使得耗散剂致密地填充至陶瓷基体的微孔中;烧蚀过程中AlSi耗散剂从基体微孔中溢出并液化、气化,对于基体具有优异的保护作用,可以实现结构件1 800℃以上的烧蚀维形。
【总页数】4页(P43-45)
【作者】吴海荣;张亚婷;刘宝昌;张文奇;张润凯
【作者单位】北京新风航天装备有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TQ174.75
【相关文献】
1.SiC-Al2O_3-SiO_2复合陶瓷涂层组织结构及抗烧蚀性能研究
2.双连续TiB_2-Cu基发汗陶瓷复合材料抗烧蚀行为
3.B_(2)O_(3)含量对SiO_(2)–B_(2)O_(3)–
Al_(2)O_(3)–Na_(2)O系陶瓷结合剂结构与性能的影响
4.B2O_(3)⁃Bi_(2)O_(3)⁃ZnO⁃Al_(2)O_(3)玻璃助烧剂对BaTiO_(3)陶瓷烧结条件、晶体结构和介电性能的影响
5.闪烧致密Al_(2)O_(3)-ZrO_(2)复相陶瓷的微观结构
及力学性能
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Al2O32C2T iC质耐火材料的侵蚀行为□ 刘清才 许 原 张丙怀 邹德余重庆大学材料科学与工程学院 重庆400044摘 要 模拟铁浴式熔融还原工艺,采用固定床预还原法对铁矿石进行预还原、在矿热电炉上进行终还原熔炼试验,研究和测试了Al2O32C2T iC质耐火材料的侵蚀特征和侵蚀机理,分析了熔体组成与性质对耐火材料侵蚀过程的影响及熔体侵蚀过程中耐火材料的物相组成和结构变化规律。
关键词 Al2O32C2T iC质耐火材料,熔融还原,侵蚀机理Ξ1 前言30年代以来,开发了多种单一反应器熔融还原流程:如D ored法、Wiberg法和Johnss on法等[1,2],但是所有这些工艺方法都未能获得成功,其主要原因之一是还原过程中产生的高浓度FeO 熔渣对炉衬具有强烈的侵蚀作用。
因此,便开发了两步法熔融还原,以降低熔渣中FeO浓度,减轻对炉衬的侵蚀,铁浴法是具有代表性的一种。
对铁浴式熔融还原,虽然有了预还原过程,使炉料中铁氧化物部分地还原,但是预还原炉料的金属化率相对较低,进入终还原炉的熔体中的FeO仍可高达30%左右,这种高FeO、低碱度的熔渣对炉衬耐火材料的侵蚀行为和侵蚀机理不同于其它熔体。
本试验研究了Al2O32C2T iC质耐火材料在铁浴式熔融还原过程中的侵蚀行为和侵蚀机理,同时也为铁浴式熔融还原终还原装置用耐火材料的选择提供了设计依据。
2 冶炼试验主要装置及条件冶炼试验在矿热电炉内进行。
试验装置的主要参数见表1,石墨电极直径为150mm,长1500mm,炉底为炭捣炉底,变压器功率为25kVA。
表1 试验装置工艺参数T able1P arameters of the test devices试验装置内型尺寸/mm试验温度/℃还原时间/h过剩煤系数处理量/kg・次-1预还原反应罐220×80010002～3.5 1.2515.0熔炼炉285×5201550～1750 2.5 1.2050.0耐火材料烧结匣<650×1000165056--2.1 原材料的制备与要求试验用耐火材料有:Al2O32C2T iO2(AT)和Al2O32C2T iC(AT C)两种耐火砖。
以铝矾土熟料为主要原料,配加石墨粉、添加物和粘结剂,经过配料混料后,在300t压力机上压制成230mm×110 mm×60mm的耐火砖生坯。
经烘烤后,在隧道窑内,用耐火砖砌筑成密封匣,把耐火砖坯与焦粉一起装入密封室内进行焙烧。
烧成温度为1650℃,入窑烧制时间为56h。
砖的理化指标见表2。
表2 耐火砖组成及性能T able2Chemical composition and properties of the refracto2 ries性能Al2O3/%SiO2/%C/%T iO2/%T iC/%气孔率/%耐压强度/MPa体积密度/g・cm-3 AT71.37.1610.011.2-10.4538.50 2.85AT C72.128.468.0 2.07.09.3539.25 2.88冶炼用矿石为重钢炼铁厂生块矿,经过破碎处理为要求粒度,并作化学成分分析,石灰石为重钢石灰石,焦粉为重钢焦粉,其化学组成为C 80.38%,挥发分2.17%,灰分17.19%,H2O0.19%,各种原料成分见表3。
耐火材料 2000,34(1)23～26Ξ本课题得到国家自然科学基金资助。
收稿日期:1998-04-13编辑:彭西高表3 原燃料的化学组成/%T able3Chemical composition of the ra w m aterials for test/%原燃料总铁FeO CaO S iO2Al2O3M gO灼减块矿152.09 2.07 1.0211.08---块矿248.53 3.56 3.118.25--22.45石灰石0.5-52.7 1.750.7 1.2642.30高炉渣 2.03 1.3143.3928.0010.78 4.3610.412.2 铁矿石的预还原铁矿石预还原采用罐式固定床进行,还原剂为煤粉,还原温度为1000℃,还原时间为2～3.5 h。
固定床料层高为580mm,床直径为220mm,铁矿石的预还原度分别为48.4%、54.7%和61.5%。
2.3 配料及加料熔炼根据各种物料成分和冶炼操作制度进行配料。
首先加入高炉渣5kg,使其炉膛内起弧升温,当渣完全熔清后,逐渐向炉内加入生铁块,根据炉内起弧情况和熔化速度控制加入速度,铁水熔池形成后,便加入总入炉焦炭的20%在熔池表面,形成一层焦炭层,然后按加料速度要求进行加料,并不断调节电极在料层内的高度,控制电弧位置使炉料快速熔化并还原。
每一炉冶炼周期为2～3h,出铁时保留一定量的铁水作铁浴,继续进行下一炉冶炼。
2.4 耐火材料侵蚀状况分析冶炼过程中,每次出炉要观察记录各个部位耐火内衬材料的工作情况和侵蚀状况。
冶炼结束后,拆炉进行耐火材料侵蚀测量及其微观结构与组成分析,用能谱和X射线衍射分析等检测手段分析侵蚀过程中耐火材料内部结构及组织的变化,分析耐火材料在还原过程中的使用效果和侵蚀机理。
3 试验结果与分析3.1 矿石预还原度与熔体中氧化铁浓度变化的关系熔融还原熔体与耐火材料的相互作用,熔渣中FeO浓度是关键的影响因素,表4是冶炼过程中不同预还原矿冶炼时熔渣内FeO浓度的分析测定结果。
表4 冶炼过程熔渣中FeO浓度的变化情况/%T able4FeO concentration ch ange in molten slag/%预还原度熔化初期熔化中期熔化末期精炼初期精炼末期炉温/℃PR1(48.4%)36.5037.1323.6018.26 1.981643 PR2(54.7%)29.4331.2524.2012.37 1.501655 PR3(61.5%)26.2024.4711.1510.33 1.851641结果表明,在加料初期时渣中FeO很高,虽然在精炼前,仍在连续加料,但是,随时间延长,铁浴中铁浴量增加,即渣中FeO重量与铁浴熔池量的比逐渐降低,加入的炉料熔化后形成熔融FeO能更快速地得到还原。
加料结束后,进入精炼期时,渣中FeO迅速降低,经过15～20min精炼,可使渣中FeO降低到2%以下。
因此,熔炼期是熔体侵蚀耐火材料内衬的关键时期。
3.2 铁矿石预还原度与耐火材料侵蚀的关系图1是不同预还原度矿石冶炼时耐火材料侵蚀速度的测试结果。
矿石冶炼时,由于渣层内FeO 浓度很高,并进行着剧烈的还原反应,产生大量气体,因此,熔渣对耐火材料具有强烈的氧化作用,耐火材料的侵蚀损毁速度很高。
预还原度越高,氧化铁浓度就低,耐火材料的侵蚀程度越低,这说明渣中FeO的浓度对耐火材料的侵蚀起着主导作用。
图1 矿石预还原度与侵蚀速度的关系Fig.1R elationship betw een pre2reduction ratio and corrosion rate另一方面,Al2O32C2T iO2砖比Al2O32T iC2C砖的侵蚀速度低70%～80%以上,说明A T耐火材料比A T C具有更优良的抗高氧化铁熔渣侵蚀的能力,产生这一结果的主要原因是两种耐火材料的内部结构不同,根据过去研究结果证明[3,4],A T耐火材料中有大量在烧结过程中反应形成的具有较强结合力的网络状T iC,将耐火材料基质包围起来,而A T CNAIHUO CAI LI AO 耐火材料中加入的T iC 呈弥散状分布。
3.3 熔池耐火材料侵蚀特征分析试验结果表明,熔池中耐火材料在渣铁界面处的侵蚀速度为最大,渣表面处略低于渣铁界面处,渣层内次之,而铁浴内最小。
产生这一结果的主要原因是由于本试验炉是电弧炉,而电弧区正好在渣铁界面附近,该区域内温度最高,比渣层及铁浴内可高出100℃以上。
在这个区域内,铁浴中溶解碳还原氧化铁的速度很高,同时,在电弧区域内,由于电弧作用,对渣铁熔体产生了强烈的搅拌作用,因此,电弧区内化学作用速度及传质传热速度均为最高,从而导致了该区域内侵蚀速度最高。
试验结果见图2。
图2 熔体中不同部位耐火材料侵蚀速度变化Fig.2Ch anging diagram of corrosion rate in different zone3.4 耐火材料物相结构变化分析表5是耐火材料物相结构变化的衍射分析结果。
由此可见,对于AT 耐火材料内部结构是以T iC 网状结构包裹着Al 2O 3基体的结构形态。
石墨碳与T iO 2发生反应而形成了新相T iC 。
由于加入的石墨碳与T iO 2在混合过程中均匀分布于砖中,因此,经烧结后,在耐火砖中形成了均匀网状的T iC ,主要物相是刚玉、莫来石、C 和T iC 。
侵蚀过程中,渣相渗透并与耐火材料组分作用,使部分石墨炭和T iC 受到氧化,产生新的物相,造成耐火材料的侵蚀损毁。
结果表明,由于工艺不同,形成的T iC 的结构表5 耐火砖物相组成分析结果/%T able 5Diffraction analysis of refractories/%项 目刚玉莫来石石墨炭T iC Al 4C 3α2Al 2O 3金属铁其他AT原砖30～3520～258～97～9---20～25变质层25～3025～305～66～83～55<125～30AT C原砖25～2820～258～107～8---30～35变质层25～3020～256～72～44～66～82～320～25和分布不同,导致耐火材料的抗侵蚀能力存在着明显的差距,AT 质耐火材料的脱炭氧化和损毁程度远低于AT C 耐火材料,物相组成变化也更小。
3.5 熔炼过程中耐火材料的侵蚀机理由以上试验结果可见,当熔融高氧化铁熔体与耐火材料作用时,由于高氧化性熔体对砖中未反应石墨及T iC 进行氧化而产生脱碳层,使砖的结构疏松而在变质层内产生裂缝,这样就导致熔渣的快速渗入,对内层碳和T iC 进一步氧化,同时使基体与渣中组分作用而产生新的物相,改变耐火材料的性能,耐火材料基体不断被渣相熔蚀而损毁。
耐火材料的侵蚀过程是石墨炭和T iC ,特别是弥散状的T iC 先行氧化产生脱碳层,渣相渗入侵蚀耐火材料的基体,由于T iC 氧化产生的产物主要是T iO 2及低价氧化物,T iO 2和部分未被氧化的T iC 分散在基体及表面渣膜中,形成保护膜,阻止了熔体对耐火材料的进一步侵蚀及氧化。
同时,T iO 2与CaO 等形成了熔点达2000℃左右的高熔点物,这些作用的结果大大降低了渣膜的运动速度和渣膜内物质的扩散速度,从而降低了熔渣对耐火材料的侵蚀损毁速度,因而,添加T iO 2的耐火材料具有较高的抗熔融还原高氧化铁渣侵蚀的能力。