研发与应用NAI HUO CA I LI AO/耐火材料2006,40(1)30~33基质组成对A l2O3-M g O质钢包浇注料物理性能的影响张雯文1)孙加林1)李斌2)1)北京科技大学无机非金属材料系北京1000832)拉法基铝酸盐(中国)有限公司摘要在A l2O3-M g O质钢包浇注料基质内引入不同配比的镁砂细粉、Si O2微粉及预合成尖晶石细粉,固定M g O的总量约为5%(质量分数,下同),制成不同试样;研究各试样分别在400e、800e、1100e、1400e及1600e处理3h后的物理性能以及随着温度升高而发生的物相变化。
结果表明:加入预合成尖晶石细粉的试样由于没有太多的膨胀反应及液相,其显气孔率、线变化率及热态抗折强度等物理性能相对较好;基质中反应生成的尖晶石、CA6以及C A6晶粒的长大会对浇注料的显气孔率及线变化率起到不利影响;基质中加入0.5% S i O2微粉的试样,由于在高温下产生较多液相,使其在1400e时的高温抗折强度发生明显下降,但对控制浇注料的高温膨胀还是有贡献的。
关键词铝镁质钢包浇注料,基质组成,镁砂,预合成尖晶石,二氧化硅微粉随着连铸技术的发展,钢包作为储运钢水的高温容器,其冶炼条件日益苛刻,所以,对其内衬耐火材料的要求也随之提高。
铝镁质浇注料由于具有优良的使用性能,目前在大中型钢包上得到较好的应用[1]。
从钢厂实际应用情况来看,A l2O3-M gO质浇注料基质的组成、结构及性能对浇注料的性能起着十分重要的作用[2]。
目前,对于A l2O3-M g O质钢包浇注料的研究主要分为两个方面:一是刚玉-氧化镁体系,二是刚玉-尖晶石体系[3]。
近年来,对A l2O3-M g O质钢包浇注料基质组成及性能方面有一些报道[2-3],然而,关于不同基质组成的A l2O3-M g O浇注料的物相随温度的变化,及其对浇注料物理性能的影响仍有待进一步深入研究。
本试验主要研究了在保持M gO总量不变时,分别以镁砂、预合成尖晶石或不同粒度级配的镁砂+预合成尖晶石引入到A l2O3-M g O质钢包浇注料后对其性能的影响。
通过XRD分析浇注料随温度升高而发生的物相变化;比较不同基质组成对A l2O3-M g O 质钢包浇注料物理性能所产生的影响。
0*1试验过程1.1原料采用粒度为5~3mm、3~1mm、<1mm、<0.074 mm、<0.044mm的电熔白刚玉,粒度<1mm、<0.074 mm的尖晶石以及粒度<1mm、<0.074mm的烧结镁砂等为主要原料;A l2O3微粉、水泥、S i O2微粉及一些外加剂为结合剂。
其主要原料的化学组成如表1所示。
表1主要原料的化学组成(w)Tab l e1Chem ica l co mpositi o ns o fma in st a rting m ateria ls%原料A l2O3M gO S i O2Fe2O3CaO Na2O+K2O电熔白刚玉99.09-0.060.10-0.27镁铝尖晶石75.2023.960.16-0.22-烧结镁砂0.5195.13 2.060.721.53-活性氧化铝99.0-0.100.20-0.30烧结氧化铝99.30-0.040.07-0.101.2试样制备骨料为电熔白刚玉,基质由电熔白刚玉细粉、烧结镁铝尖晶石细粉和烧结镁砂细粉混合而成,并且还加入了少量A l2O3微粉、Si O2微粉、水泥和外加剂等。
试样的具体配料组成见表2。
按表2配料、混合、振动成型,试样经24h养护后脱模,放入烘箱,于110e24h干燥后,分别在400e、表2各试样的配比(w)Tab l e2Fo r mu las o f specm i ens%试样电熔白刚玉5~3mm3~1mm<1mm<0.074mm<0.044mmMA<1mm<0.074mm烧结镁砂<1mm<0.074mmS i O2微粉A-120282068.5---50.5A-220289351310---A-3202820 2.53-122-0.5A-42028979.512--20.5*国家自然科学基金重点基金资助项目(50332010)。
张雯文:女,1982年生,硕士研究生。
收稿日期:2005-07-11编辑:周丽红800e、1100e、1400e及1600e下煅烧3h。
测其烧后体积密度、显气孔率、线变化率、常温抗折强度以及不同温度下的热态抗折强度。
对在400e、1100 e、1400e及1600e处理后的试样进行XRD分析。
2结果与讨论2.1不同试样体积密度、显气孔率和线变化率与温度的关系图1、图2和图3分别为不同温度处理后各试样的体积密度、显气孔率及线变化率随温度的变化情况。
图1不同温度处理后各试样的体积密度Fig.1B u l k densit y o f specm i ens fired a t d iff e ren tt empe ra tures图2不同温度处理后各试样的显气孔率Fig.2A ppa ren t po rosity o f specm i ens fired at d ifferen t t empe ra tures图3不同温度处理后各试样的线变化率Fig.3L inea r change o f specm i ens fired a t d iff e ren tt empe ra tures从图1可以看出:试样A-1的体积密度从1100 e左右开始下降,至1400e又有所回升,这与尖晶石的生成及烧结反应相对应;试样A-2的体积密度相对比较平稳;试样A-3和A-4的体积密度在1400e以后有明显下降,是由于基质内产生较大膨胀导致结构疏松。
从图2和图3可以看出:由于生成MA及CA6均为膨胀反应,试样A-1的显气孔率及线变化率从1100e开始明显增大,至1400e反应基本结束,显气孔率随着试样的烧结略有降低,线变化率的增大趋势也随之减缓。
不含镁砂的试样A-2不发生尖晶石的生成反应,因此,在1400e之前线变化率基本没有太大变化,显气孔率相对较小;1600e时,由于生成C A6而产生微膨胀。
由于试样A-3和A-4的基质中含有部分预合成尖晶石,在升温过程中镁砂与A l2O3反应又生成一部分原位尖晶石,所以膨胀量相对较小,在1400e时,试样的显气孔率和线变化率较小;而在1600e时生成了CA6等,使线变化率与显气孔率迅速增大。
试样A-1、A-3、A-4在1600e 时均形成较多CA6等,因此,其对应的线变化率与显气孔率也较大。
2.2各试样的强度与温度的关系图4为各试样在不同温度下的常温抗折强度。
由图4可见:不加镁砂的试样A-2的常温抗折强度有一个明显的先降低后升高的过程。
这是由于试样A-2中的M g O是以预合成尖晶石的形式存在的,基质中不含镁砂;而在其他的试样中,镁砂发生水化反应,且当M gO细粉与u-f S i O2共用时,u-f Si O2表面形成的硅醇基()Si)OH),经干燥脱水架桥,形成了硅氧烷[)Si)O)S i)]网状结构。
因为u-f S i O2粒径很小,在表面上暴露了大量的未键合的氧离子,这些未键合的氧离子被M gO颗粒表面上的镁离子吸附而形成M g)O)S i链。
由于有了M g)O)S i链,所以在烘烤过程中可减少排水量,降低组织结构的开裂;同时M g O颗粒被M g)O)Si链互相连接起来,也能促进浇注料强度的提高。
这种链键网络状结构,至1200e未发生明显的变化,可有助于浇注料在升温过程中保持较高的强度[4]。
而试样A-2在1000~ 1200e时各项性能明显下降,一方面是因为尖晶石不水化,基质部分水化物较少,浇注料在常温下的结合相少,而此时结合相脱水,基质中液相的形成温度较高,烧结还未进行;另一方面,由于富含的A l2O3与MA热膨胀系数不一致,形成一些缺陷,因此致使浇注料性能恶化,强度下降。
到1400e,性能有较大改善,是由于富含的A l2O3与水泥中的C A反应,在1300e以上生成较多的六边形CA6,通过内连互锁将基体中的晶粒很好地连接起来,因此高温性能得到改善,常温抗折强度得到提高[1]。
图5为400e、1100e及1400e时各试样的常图4不同温度处理后各试样的常温抗折强度F i g.4MOR o f specm i ens fired a t d iff e ren t temperatures温抗折强度与热态抗折强度。
从图5可知:在1100e时,各试样的常温抗折强度与热态抗折强度相差不大,而在1400e时,试样A-2的热态抗折强度随温度升高有所增加,试样A-1、A-3、A-4的热态抗折强度发生陡降。
这可能是由于试样A-2中未加入S i O2微粉,在1400e时,试样HMOR的增长是由于C A6和尖晶石在基质内的键连造成的;试样A-1、A-3、A-4中同时加入镁砂和S i O2微粉,利用S i O2微粉作外加剂以提高中温处理后的常温抗折强度,并利用Si O2微粉图5不同温度处理后各试样的常温抗折强度与热态抗折强度F ig.5MOR&HMOR o f specm i ens a ft e r trea t ed a t400e,1100e and1400e respective ly在高温下形成液相,促进原位尖晶石的生成,提高抗渣渗透性。
然而,S i O2微粉的引入会对浇注料的热态抗折强度和使用效果带来比较严重的危害。
有研究[5]表明,在镁铝尖晶石浇注料中,S i O2微粉加入量(w)>0.1%时就会导致其热态抗折强度的陡降。
2.3各试样的物相变化分析图6为各试样在不同温度处理后的XRD图谱。
图6各试样在不同温度处理后的XRD图谱Fig.6XRD patt e rns o f specm i ens a fter trea t ed a t d iff e ren tt em pe ra tures从图6分析可知:基质中只有刚玉和镁砂的试样A-1,在1100e已开始生成MA尖晶石,至1400e时尖晶石的特征峰继续增强,并开始生成C A6。
从热膨胀曲线上来看,试样A-1的线膨胀率在1100e以后仍呈上升趋势,表明膨胀反应占主导地位。
而基质中只有尖晶石,不加镁砂和S i O2微粉的试样A-2,在初始混合时基质中已存在MA,在升温过程中没有新的MA生成;而在1600e处理后,试样图谱中有CA6生成。
对于基质中同时加入尖晶石与镁砂的试样A-3、A-4,开始混合时,基质中已存在一部分预合成尖晶石;从1100e开始,基质中的镁砂与A l2O3反应生成一部分原位合成尖晶石;在1400e时,体系内物相较纯,基本为刚玉与尖晶石;而1600e的XRD 图谱中又出现了较多杂相,其中大部分为CA6。
