隨著耐火材料的發(fā)展，不定形耐火澆注料所占的比例越來越大。從傳統(tǒng)的水泥結(jié)合澆注料開始，陸續(xù)開發(fā)出低水泥澆注料、超低水泥澆注料和無水泥澆注料。這主要是因?yàn)槌?xì)粉與微粉的引入降低了水泥的用量。這一類澆注料相比于傳統(tǒng)的水泥結(jié)合澆注料具有更高的致密度、耐火度和更優(yōu)良的抗渣性。但同時(shí)它也帶來了一些弱點(diǎn)，如烘烤時(shí)易發(fā)生爆裂，影響其使用。
針對(duì)其抗爆裂性差的原因，國內(nèi)外學(xué)者研究認(rèn)為，主要有以下兩個(gè)原因:一是超細(xì)粉引入后，填充許多細(xì)小空隙，使?jié)沧⒘贤笟舛冉档?二是加入超細(xì)粉后并不形成傳統(tǒng)水泥澆注料中所形成的CAH10、C2AH8和C3AH6等水化物，而是形成類似沸石型的鈣鋁硅水化物，而這類水化物在300℃以前脫水比傳統(tǒng)水化物緩慢得多，這就使得其在300℃前很少因水化物分解而形成排氣通道。
ρ-Al₂O₃結(jié)合澆注料是一種高性能無水泥澆注料，與含水泥結(jié)合的澆注料相比，ρ-Al₂O₃結(jié)合因其純度高、含Ca量極低，在高溫使用過程中，不會(huì)生成鈣長(zhǎng)石或鈣鋁黃長(zhǎng)石等低熔點(diǎn)液相，具有更優(yōu)異的高溫使用性能。但有研究表明，與低水泥結(jié)合澆注料、超低水泥結(jié)合澆注料和溶膠結(jié)合澆注料相比，ρ-Al₂O₃結(jié)合澆注料的抗爆裂性更差。但目前對(duì)于ρ-Al₂O₃結(jié)合澆注料的抗爆裂性能方面的報(bào)道較少，本工作中以電熔白剛玉為主要原料，ρ-Al₂O₃為結(jié)合劑，通過改變SiO₂微粉的加入量研究其對(duì)抗爆裂性能等的影響。
試驗(yàn)
1.1 原料
試驗(yàn)用主要原料為:電熔白剛玉顆粒，粒度5～3、3～1和≤1mm,w(Al₂O₃)≥99.4%;電熔白剛玉細(xì)粉，粒度≤0.074mm,w(Al₂O₃)≥99.4%;活性α-Al₂O₃微粉，d50=1.198μm,w(Al₂O₃)≥99.38%;SiO₂微粉，d50=0.268μm,w(SiO₂)≥96.77%;結(jié)合劑為ρ-Al₂O₃,d50=2.4μm,w(Al₂O₃)≥99.6%;減水劑為六偏磷酸鈉。
1.2 試樣制備
配制編號(hào)分別為S0、S1、S2、S3、S4、S5、S6的7種試樣。將配好的料先于料袋中用手預(yù)混，再倒入攪拌鍋中干混90s;然后加水濕混150s，振動(dòng)澆注成40mm×40mm×160mm、50mm×50mm×50mm和50mm×50mm的樣坯，室溫養(yǎng)護(hù)24h后脫模;再于110℃干燥24h后，在空氣氣氛中1400℃保溫3h熱處理。
1.3 性能檢測(cè)
按GB/T5988—2004檢測(cè)試樣的線變化率，按GB/T2997—2000檢測(cè)試樣的顯氣孔率和體積密度。按GB/T3001—2007檢測(cè)試樣的常溫抗折強(qiáng)度，按GB/T5072—2008檢測(cè)試樣的常溫耐壓強(qiáng)度。按GB/T3000—1999檢測(cè)試樣的透氣度值，使用壓汞儀檢測(cè)試樣的孔徑分布。按照GB/T36134—2018進(jìn)行試樣的抗爆裂試驗(yàn):振動(dòng)澆注成50mm×50mm×50mm尺寸的樣坯，于室溫下帶模養(yǎng)護(hù)12h后，立即脫模放入抗爆裂實(shí)驗(yàn)爐中，未放入爐內(nèi)的試樣于密封袋中密封。記錄試樣爆裂時(shí)的爐溫以及發(fā)生爆裂時(shí)的時(shí)間，并將試樣爆裂后的樣塊拍照。采用X射線衍射儀(XRD)和掃描電子顯微鏡(SEM)分別對(duì)試樣物相組成和顯微結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。
結(jié)果與討論
2.1 物相組成與顯微結(jié)構(gòu)
圖1為試樣S0、S5和S6在1400℃保溫3h后的XRD圖譜。從圖中可以看出，試樣S0燒后的物相主要為剛玉，試樣S5、S6燒后的物相除剛玉外，還含有少量莫來石相，且試樣S6的莫來石衍射峰比試樣S5的略強(qiáng)。這說明，在1400℃下，SiO₂微粉和活性α-Al₂O₃微粉可能發(fā)生反應(yīng)，生成了莫來石晶體;且隨著SiO₂微粉含量的增加，生成的莫來石含量也有所增加。
圖2示出了試樣S0、S3和S6經(jīng)1400℃保溫3h后的顯微結(jié)構(gòu)照片。可以看出:試樣S0各骨料之間相互獨(dú)立，而試樣S3骨料之間通過SiO₂微粉產(chǎn)生的液相相互結(jié)合在一起;隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣S6中產(chǎn)生的液相明顯增多，骨料之間的結(jié)合更為緊密。這說明，在無SiO₂微粉的情況下，試樣S0沒有發(fā)生液相燒結(jié)，骨料與基質(zhì)之間沒有結(jié)合，強(qiáng)度非常低;而試樣S3和S6發(fā)生了液相燒結(jié)，各骨料與基質(zhì)之間有機(jī)地結(jié)合在一起，且在氧化鋁微粉表面可能生成了針狀莫來石，使得強(qiáng)度提高。
2.2 常規(guī)性能
圖3示出了室溫養(yǎng)護(hù)24h脫模后、110℃干燥24h后以及1400℃熱處理3h后試樣的常溫抗折強(qiáng)度和耐壓強(qiáng)度。從圖中可以看出:隨著SiO₂微粉含量的增加，室溫養(yǎng)護(hù)24h脫模后的試樣的常溫抗折強(qiáng)度和耐壓強(qiáng)度逐漸增高;經(jīng)110℃干燥24h后的試樣隨SiO₂微粉含量的增加，其常溫抗折強(qiáng)度和耐壓強(qiáng)度先增加后趨于平緩;在1400℃熱處理3h后，SiO₂微粉含量為0時(shí)的試樣強(qiáng)度最低，低于其烘后強(qiáng)度，其他試樣的常溫抗折強(qiáng)度隨著SiO₂微粉含量的增加略微增加。
SiO₂微粉的比表面積大，表面存在許多的不飽和鍵，遇水后形成大量帶有Si—OH的膠態(tài)結(jié)構(gòu)，這使得脫模后的強(qiáng)度隨SiO₂微粉含量的增加而逐漸增加;在經(jīng)110℃干燥時(shí)，SiO₂微粉顆粒表面的Si-OH鍵脫水聚合成Si-O-Si這種結(jié)合牢固的三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，使得烘后試樣的強(qiáng)度逐漸升高;在SiO2微粉含量(w)超過3%后，這種Si-O-Si三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)可能已基本完成，再繼續(xù)增加Si-O-Si鍵的含量對(duì)其強(qiáng)度的影響就不大了。在1400℃下，SiO₂微粉因其活性很高，產(chǎn)生液相并促進(jìn)燒結(jié)，使得燒后試樣具有很高的強(qiáng)度。隨著燒結(jié)程度的增加，其強(qiáng)度也在緩慢的增加。而SiO₂微粉含量為0的試樣在1400℃下沒有發(fā)生液相燒結(jié)，只是發(fā)生了ρ-Al₂O₃水化產(chǎn)物結(jié)合水的脫除，導(dǎo)致其1400℃燒后的強(qiáng)度低于110℃烘后的。
圖4為不同SiO₂微粉試樣的體積密度、顯氣孔率及燒后線膨脹率。
從圖4可以看出:1)隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣脫模、干燥和燒后的體積密度先增加后降低，在SiO₂微粉含量(w)為3%時(shí)取得最大值;2)脫模、干燥和燒后試樣的顯氣孔率隨SiO₂微粉含量的增加基本逐漸降低，且燒后試樣的顯氣孔率大于干燥后的，脫模后的顯氣孔率最低;3)試樣的燒后線膨脹率隨SiO2微粉的增加逐漸增大。SiO₂微粉因其粒徑小且是球形，所以極易填充澆注料內(nèi)的微小空隙，從而使其致密程度增加，并降低其氣孔率。當(dāng)SiO₂微粉含量(w)超過3%后，由于SiO₂微粉的堆積密度比剛玉的小，所以體積密度略有下降。隨著SiO₂微粉含量的不斷增加，燒結(jié)程度不斷加深，產(chǎn)生的液相量也在不斷地填充微小空隙，使得收縮不斷加劇，顯氣孔率不斷下降。
2.3 孔徑分布和透氣度
圖5示出了不同SiO₂微粉含量試樣1400℃燒后的孔徑分布和孔徑累積百分含量。
從圖5可以看出:1)在SiO₂微粉含量為0時(shí)，孔徑分布圖形較為尖窄，為單峰形狀，平均孔徑為2.9μm，孔徑分布范圍主要集中在1～9μm;隨著SiO₂微粉含量的不斷增加，峰值不斷減少，圖形向右偏，且逐漸呈雙峰分布。2)當(dāng)SiO₂微粉含量(w)為6%時(shí)，其平均孔徑為5.5μm，孔徑分布范圍主要集中在2～5、6～40μm;且從孔徑累積百分含量圖中也可以看出，隨著SiO₂微粉含量的增加，其圖形向右偏移。這說明隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣整體的孔徑增大。
從圖2的顯微結(jié)構(gòu)照片中可以看出，在1400℃下，SiO₂微粉產(chǎn)生的液相填充了基質(zhì)中的許多微小氣孔，并消除了一些閉口氣孔，使得試樣中小孔徑的孔減少;產(chǎn)生的液相在降溫過程中不斷收縮固化，使得許多氣孔相互連通形成大孔徑的孔，且由于熱膨脹系數(shù)的不同，使得基質(zhì)與骨料之間產(chǎn)生許多微裂紋，這些微裂紋也連通許多微小孔和閉口氣孔，使得孔徑變大。因此，隨著SiO₂微粉含量的增加，液相量也不斷增加，上述過程不斷加劇，使得試樣整體孔徑不斷增大。
不同SiO₂微粉含量下，試樣脫模、干燥和燒后的透氣度。從表中可以看出:1)脫模和干燥后的透氣度隨SiO₂微粉含量的增加而減小，在SiO₂微粉含量達(dá)到3%(w)以后，其值趨于平穩(wěn)。經(jīng)1400℃熱處理后，試樣的透氣度隨SiO₂微粉含量的增加而逐漸增加;2)脫模和烘后試樣的透氣度值比較接近，而燒后試樣的透氣度是脫模和烘后的幾百倍。這是因?yàn)镾iO₂微粉具有填充空隙作用，試樣S0沒有加入SiO₂微粉，內(nèi)部空隙較多，氣孔率較高，因此連通氣孔較多，透氣性較高;加入SiO₂微粉之后，SiO₂微粉不斷填充空隙，使得大氣孔變成小氣孔，也可能會(huì)封閉一些連通氣孔并形成更多的閉口氣孔，使得透氣性降低。而試樣經(jīng)1400℃熱處理后，隨著SiO₂微粉含量的增加，內(nèi)部產(chǎn)生的微裂紋數(shù)也在不斷增加，這種微裂紋連通許多其他的開口氣孔，形成類似樹枝狀分布的江河流通圖，為氣體的流通和擴(kuò)散提供了方便快捷的通道。
2.4 抗爆裂性能
不同SiO2微粉含量試樣在各溫度段的抗爆裂試驗(yàn)結(jié)果。從表中可以看出:試樣S0在爐溫為500℃時(shí)未發(fā)生爆裂，在550℃爐溫下發(fā)生爆裂，爆裂時(shí)間為250s，因此其抗爆裂溫度為500℃;試樣S1的抗爆裂溫度為550℃，在600℃爐溫下的爆裂時(shí)間為246s;試樣S2的抗爆裂溫度為500℃，在550℃爐溫下的爆裂時(shí)間為325s;試樣S3、S4、S5和S6的抗爆裂溫度均為450℃，在爐溫為500℃下的爆裂時(shí)間分別為468、460、373和375s。
圖6為試樣在各溫度下爆裂后殘余的大塊碎樣圖。從圖中可以看出，試樣均為粉碎性爆裂，無產(chǎn)生大裂紋型的爆裂，這也是ρ-Al₂O₃結(jié)合的爆裂特性。同時(shí)也可以看出，試樣S3、S4、S5和S6在500℃爐溫下爆裂后的殘余大塊碎樣量在逐漸減少，這也可以說明爆裂程度增加，抗爆裂性能降低。
抗爆裂性主要與材料內(nèi)部氣體逸散的快慢程度有關(guān)，也與材料內(nèi)部的結(jié)合強(qiáng)度有關(guān)。試樣S0在脫模后雖然具有較高的氣體逸散能力，但其結(jié)合強(qiáng)度很低，在溫度為300～500℃時(shí)，ρ-Al₂O₃的水化產(chǎn)物脫除結(jié)合水，使其結(jié)合強(qiáng)度進(jìn)一步降低，而這時(shí)的內(nèi)部蒸汽壓增大，在這兩方面的作用下，使得其抗爆裂性并不是很好。而在加入SiO₂微粉的情況下，其脫模時(shí)的結(jié)合強(qiáng)度得到很大的提高，且隨著自由水和吸附水的脫除，形成Si—O—Si三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，使得結(jié)合強(qiáng)度進(jìn)一步提高，且這種結(jié)構(gòu)在1200℃以前不會(huì)遭到破壞。因此，ρ-Al₂O₃的水化產(chǎn)物脫水不會(huì)對(duì)其強(qiáng)度造成很大影響，使得其抗爆裂性有所增加。但隨著SiO₂微粉含量越來越高，其結(jié)合強(qiáng)度不再顯著增加，而其內(nèi)部氣體逸散能力快速下降，使得其抗爆裂性不斷減弱。
結(jié)論
(1)隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣的常溫力學(xué)性能得到很大提高，體積密度先增加后略有下降，顯氣孔率則逐漸降低，線膨脹率逐漸增加。
(2)隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣經(jīng)1400℃熱處理后的整體孔徑在逐漸增大，脫模后和110℃烘后的透氣度先減少后趨于平穩(wěn)，1400℃熱處理后的透氣度則逐漸增大。
(3)隨著SiO₂微粉含量的增加，試樣的抗爆裂性能先增加后降低，在SiO₂微粉含量(w)為1%時(shí)，抗爆裂溫度最高，為550℃。綜合考慮試樣的力學(xué)性能和抗爆裂性能，SiO₂微粉的適宜添加量為1%～2%(w)。
