梅钢焦炉用后硅砖显微结构分析

显微结构分析表明:焦炉炭化室用后硅砖中或多或少存在残余石英,而燃烧室由于温度较高,其硅砖中的石英逐渐经亚稳方石英转变为鳞石英.焦炉用后硅砖的相变过程只限于石英和亚稳方石英的转化,随着石英和亚稳方石英逐渐转变成鳞石英,硅砖结构趋于稳定.炭化室用后硅砖表面出现碳沉积并石墨化,对硅砖起到保护作用,并有利于提高炭化室的热导率.     

山西石英岩的结晶特征与加热相变

为了解释山西石英岩并非所谓的胶结硅石,采用场发射扫描电镜-能谱仪和XRD研究了原矿石的石英晶体大小、分布和杂质特征以及煅烧后的显微结构。结果表明,山西石英岩系显晶和微晶石英构成的复合型石英岩,白色区域为自形石英晶体;红色区域含有纳米尺度的石英晶体、伴生矿物球状和针状铁、锰氧化物。经1 450℃保温3 h煅烧后的试样约有30%转化为方石英和产生液相分离现象。     

α方石英的结晶形貌

在使用后的玻璃熔窑顶硅砖中结晶出四方双锥形方石英。借助于SEM和XRD研究了α方石英的析晶形貌并测定了晶格常数。     

热风炉高温区用硅砖中鳞石英的结构演变

研究了热风炉蓄热室中部(工作温度1 470℃)使用10a以上硅质格子砖的性状,对使用前后硅砖的相组成、微观结构和物理性能进行了表征和分析,检测了使用前和使用后的硅砖蠕变性能,结果表明:1 450℃使用前后硅砖的蠕变率分别为0.008%、-0.025%;1 550℃使用前后硅砖的蠕变率分别为-0.154%、-0.135%。用后硅砖只有鳞石英相存在,1 450℃用后硅砖蠕变相当于纯鳞石英陶瓷的蠕变特征。用后硅砖中鳞石英呈连续网络状分布,表现为优良的抗蠕变性能。1 550℃用后硅砖蠕变的特征为有部分鳞石英向方石英转变过程。硅砖微观结构从使用前的典型骨料-基质耐火材料结构演变为使用后的均质化鳞石英陶瓷材料结构。建立了硅砖微观结构演变的反应机理模型。     

高温煅烧制作石英纳米粉体的研究

根据高温煅烧使石英碎裂的原理,选用天然高纯石英为实验材料,从室温开始以30℃/h速率升温,升至1 460℃,接着保温72 h,然后以30℃/h速率降温至室温。将煅烧过的石英以250 r/m in在行星式高能球磨机中研磨2 h。经原子力显微镜、成分测试等手段分析,石英粉平均粒径为43 nm,纯度由99.51%提高至99.97%。     

热风炉用低蠕变硅砖的研制

为了满足热风炉生产的要求,通过选择硅石原料、确定试样配方和烧成制度研制了一种热风炉用低蠕变硅砖。结果表明,采用混合硅石配料制砖,以65%～75%(w)的硅石A颗粒和25%～30%(w)的硅石B细粉配料,在隧道窑中于1 450℃48 h烧成制备的硅砖,无裂纹,其w(鳞石英)=65%,w(残余石英)=0.66%,高温蠕变率(0.2 MPa,1 500℃,25 h)为-0.03%。     

低品位菱镁矿与工业铝灰制备镁铝尖晶石

以低品位菱镁矿与工业铝灰为原料制备镁铝尖晶石材料。分析讨论了不同煅烧温度对工业铝灰材料组成与微观结构的影响,并进一步研究了煅烧温度对制备镁铝尖晶石材料的组成、镁铝尖晶石相晶胞常数及材料微观结构的影响。用X射线衍射（XRD）和扫描电镜（SEM）对煅烧后试样的物相和显微结构进行研究。利用X′ pert plus软件对试样中主晶相的晶格常数进行计算,比较不同温度煅烧试样的相对结晶度。结果表明：随着工业铝灰煅烧温度的升高,材料中主晶相六方晶型的刚玉相晶胞常数呈现各向异性的变化趋势。低品位菱镁矿与工业铝灰经1 400 ℃高温煅烧可以制备出以镁铝尖晶石为主晶相的镁铝尖晶石材料,该温度煅烧的镁铝尖晶石材料晶粒相对均匀、结构相对致密,主晶相镁铝尖晶石相晶格常数最大。     

压蠕变实验方法对硅砖蠕变结果的适应性探究

以结晶硅石为原料、石灰乳及铁鳞为结合剂,成型后经隧道窑1 450℃烧成制得硅砖。取残余石英含量(按YB/T 172测量)不同的烧后砖7块,按照GB/T 5073—2005进行压蠕变实验。结果表明:样品的蠕变特性按形变率变化可分为3个阶段:分别为室温至900℃左右的明显膨胀,膨胀量与残余石英量呈正相关;900℃至1 450℃的明显收缩,收缩量与残石英量呈负相关;1 450℃恒温期间趋于稳态蠕变状态,残余石英量低的样品蠕变曲线变化较平缓。按照GB/T 5073得到的蠕变曲线与硅砖在整个加热升温过程的膨胀或收缩不一致,因蠕变温度≤1 470℃,方石英最终将向鳞石英转变,低残余石英量的样品可能为负值(收缩),高残余石英量的样品通常为正值(膨胀)。残余石英量对蠕变结果影响大,只是按GB/T 5073—2005压蠕变实验方法评述硅砖蠕变性能对准确评价硅砖的高温性能易产生歧义。     

3Y-TZP/Al_2O_3复合粉末的相变研究

采用化学共沉淀法制备了 3Y -TZP/Al2 O3纳米级复合粉末 ,研究了Al2 O3含量和煅烧温度对粉末的相结构和ZrO2 晶格常数的影响 .研究表明 :80 0℃ ,1h煅烧的复合粉末只出现t-ZrO2 相 ,不出现Al2 O3的任何晶相 ,当Al2 O3质量分数不大于 10 %时 ,ZrO2 晶格常数随Al2 O3含量增加而减小 ,但当Al2 O3质量分数为 2 0 %时 ,ZrO2 晶格常数反而略有增大 ;当温度升至 12 0 0℃时 ,开始形成α -Al2 O3,Al2 O3对ZrO2 晶格常数的影响减小 ;当温度达到 14 5 0℃时 ,完成了向α-Al2 O3的转变 ,故Al2 O3不再对ZrO2 晶格常数产生影响 .     

高能球磨预处理工业氧化铝对制备亚微米α-Al_2O_3形貌的影响

为了制备粒度均匀的亚微米α-Al_2O_3粉,以工业氧化铝(Al_2O_3的质量分数为99. 66%)为原料,研究了高能球磨时间(0、5、9和15 h)对工业氧化铝颗粒形貌及1 300和1 450℃煅烧3 h后制备亚微米α-Al_2O_3形貌的影响。结果表明:随着高能球磨时间从5 h延长至15 h,工业氧化铝的颗粒尺寸逐渐细化,聚集体(20～100μm)经高能球磨15 h后,粉碎为1μm左右、分散性较好的小尺寸团聚体; 1 300和1 450℃煅烧所得α-Al_2O_3的颗粒形貌与γ-Al_2O_3形貌密切相关,α-Al_2O_3的晶粒尺寸随γ-Al_2O_3高能球磨时间的延长而细化,粒度分布的均匀性也逐渐提高。综合对比高能球磨不同时间的工业氧化铝经高温煅烧后制备α-Al_2O_3粉的颗粒形貌,高能球磨15 h的工业氧化铝经1 450℃煅烧3 h制备所得亚微米α-Al_2O_3的晶粒分布良好,晶粒尺寸在500 nm左右。     

溶胶-凝胶法制备SrAl_2O_4∶Eu~(2+),Dy~(3+)纳米发光材料

采用溶胶 -凝胶法在低温、还原气氛下制备了SrAl2 O4∶Eu2 ,Dy3 纳米长余辉光致发光材料。XRD分析表明 ,当焙烧温度为 80 0～130 0℃时 ,所合成的样品为SrAl2 O4单斜晶系晶体结构 ,晶格常数为 :a =0 .8442 4nm ,b=0 .882 2nm ,c =0 .5 160 7nm。 110 0℃以上观察到样品长余辉发光。激发光谱与发射光谱分析表明 :发射光谱是峰值位于 5 2 3nm的宽带谱 ,激发光谱是峰值在 2 40 ,330 ,378,42 5nm的连续宽带谱。样品在自然光照射后持续发出明亮的绿光。样品的合成温度从 110 0℃增加到 130 0℃ ,样品的颗粒尺寸不断增大。TEM和电子衍射分析表明 ,110 0℃烧结 4h的SrAl2 O4∶Eu2 ,Dy3 纳米粉末为结晶相 ,粒径为 30～ 40nm。     

四元矿化剂对硅砖微观形貌及物理性能的影响

以两种不同粒径的石英砂为原料，石灰乳和纸浆废液为结合剂，经1 430℃高温烧成制备硅砖，研究复合矿化剂及保温时间对硅砖物相组成、显微结构及主要物理性能的影响规律。研究结果表明，经1 430℃保温10 h后，烧成试样由鳞石英、方石英及少量残余石英组成。添加铁鳞粉-CaO-MnO₂-SiC或铁鳞粉-CaO-MnO₂-TiO₂四元矿化剂时，硅砖中典型的骨料-基质耐火材料结构消失，并逐步出现“均质化”效应。当矿化剂为铁鳞粉-CaO-MnO₂-TiO₂时，经1 430℃保温10 h后，烧成试样具有较好的综合性能，其体积密度、显气孔率及常温耐压强度分别约为(1.93±0.01) g·cm^-3、(14.9±0.1)%及(55.05±0.64) MPa。在最佳矿化剂组分及烧成制度基础上，延长保温时间至15或20 h时，材料中残余石英含量降低，但鳞石英含量增大，导致体积膨胀效应增强，使材料的物理性能受损。     

微晶白云石的热分解行为

为了研究一种纯微晶白云石的热分解行为,对分别于700、730、750、1 000、1 200和1 400℃保温3 h煅烧后的白云石试样进行了XRD分析、场发射电镜(FESEM)和EDS观察。结果表明:白云石在700℃时部分分解,生成相有方钙石、方镁石、方解石和氢氧化钙;于730℃完全分解,生成相为方钙石、方镁石和方解石;750℃时,方解石分解,最终产物为方钙石、方镁石和少量氢氧化钙;700～1 000℃煅烧后的白云石呈假像结构,由<70 nm的浑圆粒状团聚体构成;在1 000℃煅烧后的团聚体中可以分辨出方钙石和方镁石微粒的分相形貌,其尺寸为3～5 nm;1 200℃煅烧后,白云石假像形貌已完全消失,变为球粒状方镁石和方钙石,其中,方镁石表面光滑,尺寸为0.3～0.4μm,方钙石表面粗糙,尺寸可达0.5～0.6μm;1 400℃煅烧后形成的方镁石晶体尺寸为2～5μm,而方钙石晶体尺寸达十余微米。     

常压开放水热法制备莫来石复相纳米晶体

以天然高岭土为原料,先经氧化-还原精细化工艺,制备高岭土精矿粉.精矿粉(Si与Al的摩尔比为5∶4)在1 050～1 100℃后煅烧得到莫来石.最后采用常压、开放水热晶化法,NaOH溶液浓度为4.0mol/L,在0～80℃升温1 h,达到80℃后恒温2h,制备出粒径尺寸在80～100nm,颗粒均匀、分散性好、耐高温的莫来石复相纳米晶体.     

Nd∶NaBi(WO_4)_2晶体生长

采用Czochralski法生长出尺寸为 8mm× 2 0mm的掺钕的钨酸铋钠 [分子式 :Nd∶NaBi(WO4) 2 ,简称 :Nd∶NBW ]激光晶体 ,研究了生长工艺参数对Nd∶NBW晶体结构完整性的影响 ,确定了最佳的生长工艺参数 :轴向温度梯度为 0 .7～ 1℃ /mm ,生长速率 0 .2～ 0 .5mm/h ,晶体转速 1～ 4r/min。并利用了X射线衍射确定了Nd∶NBW晶体属于四方晶系 ,I41 /a空间群 ,其晶格常数为a =0 .5 2 75nm ,c=1.14 93nm。通过TG -DTA分析了Nd∶NBW晶体的相关物理、化学性质 ,确定了其熔点为 936.2℃ ,并与纯的钨酸铋钠晶体 (分子式 :NaBi(WO4) 2 ,简称 :NBW)进行了对比性研究     

沉淀法制备纳米α-Al2O3的工艺

利用硝酸铝溶液和碳酸铵溶液的沉淀反应制备一种氧化铝的前驱体-氢氧化铝。研究了pH值、溶液浓度、分散剂用量对纳米氧化铝粒径的影响。用差热、透射电子显微镜、比表面、激光粒度分析仪等测试手段对产物进行分析。结果表明,当反应温度45℃、pH=5．0、分散剂用量为1．0％（质量百分数）、铝盐浓度为0．1mol／L时,制得的产物经800℃煅烧1．0h,颗粒大小为5—10nm;在1210℃煅烧1．0h可转化为α-Al2O3,一次粒子粒径为40nm左右。     

3Y—TZP／Al2O3复合粉末的相变研究

采用化学共沉淀法制备了3Y－TZP／Al2O3纳米级复合粉末,研究了Al2O3含量和煅烧温度对粉末的相结构和ZrO2晶格常数的影响。研究表明：800℃,1h煅烧的复合粉末只出现t-ZrO2相,不出现Ａl2O3的任何晶相,当Al2O3质量分数不大于10％时,ZrO2晶格常数随Al2O3含量增加而减小,但当Al2O3质量分数为20％时,ZrO2晶格常数反而略有增大;当温度升至1200℃时,开始形成α-Al2O3,Al2O3对ZrO2晶格常数的影响减小;当温度达到1450℃时,完成了向α－Al2O3的转变,故Al2O3不再对ZrO2晶格常数产生影响。     

焦炉炭化室用后硅砖的分析研究

为了解焦炉炭化室硅砖在使用中的损毁机制,对使用了40多年的JN43型侧喷式焦炉炭化室的硅砖进行取样分析,对样品的外观、理化性能、物相组成、显微结构等进行了分析研究。分析发现：1)用后的焦炉炭化室上、中、下3个不同部位的硅砖从炭化室到燃烧室方向,都形成了颜色、质地显著不同的层带;2)煤中的焦油组分对炉墙砖产生了很强的渗透作用,而煤中氧化物组分对炉墙砖的渗透轻微;3)炉墙在高温作用下发生烧结,体积总体呈收缩趋势;4)炉墙燃烧室侧约1/3炉墙厚度内的砖中方石英和石英相消失,鳞石英晶粒显著长大,较多开口气孔变成了闭气孔,线膨胀率降低;5)炉墙靠炭化室侧约1/2炉墙内石英和方石英部分鳞石英化,造成该区域线膨胀率降低。     

薄水铝石粒度对煅烧形成α-Al2O3粉体的影响

研究了薄水铝石粒度对其煅烧形成α-Al2O3粉体的影响.先用水热法制备出均匀分散的纳米、亚微米及几个微米的薄水铝石前驱体,用x射线衍射仪和电子显微镜分析了薄水铝石在不同温度煅烧所得产物的相结构及形貌.结果表明,粒度30～100 nm的薄水铝石在1200℃煅烧1 h转变为α-Al2O3,为蠕虫状的烧结颗粒;粒度0.4～0.6 μm的薄水铝石在1 250℃煅烧1 h可转变为α-Al2O3,颗粒尺寸变化不大,仍在0.4～0.6 μm范围内;粒度1 μm左右的薄水铝石在1350℃下煅烧2 h尚不能完全转变为α相,并已出现明显烧结.因此,以水热法制备的亚微米级薄水铝石晶体作为前驱体,经直接煅烧可以制备出分散性较好的亚微米级α-Al2O3粉体.     

氧化锌纳米晶的制备及光催化性能研究

采用沉淀-热分解方法制备纳米ZnO,并用场发射扫描电子显微镜和X-射线衍射仪分析所制备的ZnO粉体的晶粒大小和物相,同时研究了在不同煅烧温度下制备的纳米ZnO对次甲基蓝的光催化降解效率.实验结果表明:在450 ℃下煅烧2 h制备的ZnO粉体的粒径基本分布在20～40 nm的范围内,且具有(假)六方结构.将在400 ℃和500 ℃下合成的ZnO纳米晶相比,在450 ℃下合成的样品对次甲基蓝的光催化降解效率较高;此外,外加适量的30%H2O2(质量含量,下同)溶液能显著提高纳米ZnO对次甲基蓝的光催化降解效率.