英语原文共 44 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

莫来石陶瓷衍生自煤灰

釜山国立大学材料科学与工程系，J. S. JUNG，H.C PARK，韩国釜山609-735电邮：hcpark1@hyowon.pusan.ac.kr
R. STEVENS巴斯大学应用科学与工程系，巴斯BA2 9JT，英国

在Al ₂ O ₃ -SiO ₂体系^[1]的窄组成范围内形成的稳定的中间体化合物莫来石是用于高级结构应用的潜在候选材料，因为其具有高熔点，低热膨胀，抗蠕变性，良好的化学稳定性和高温下的高强度。富铝红柱石陶瓷的重要工艺流程为：

（1）莫来石粉末压块的烧结^[3-6];

（2）含Al ₂ O ₃和SiO ₂的材料的反应烧结^[7-10];

（3）莫来石的反应结合^[11-13];

（4）化学产生的莫来石前体的反应烧结^[3,6,14];

（5）暂时性的混合动力^[15,16]。

由于铝和硅物质的低扩散速率，结晶莫来石粉末不容易烧结^[7,8,17]，因此需要高烧结温度（gt;1700℃）以达到全密度。 莫来石的致密化和晶粒生长的活化焓非常高（700kJ / mol^-1）^[18,19]。通过反应烧结Al₂O₃和SiO₂混合物， 这就允许高温变质作用下的原始化。此外，还有低成本的优势^[20,21]。富铝红柱石的形成温度和温度取决于Al₂O₃和SiO₂起始材料的性能^[7-9,21]。本发明的公开文献中，使用粉煤灰前体，形成煤燃料的燃烧副产物并确定所得材料的性质。 3Y-PSZ添加对烧结莫来石的显微组织发展和强度的影响进行了深入研究。

将在热电厂（Samchunpo，Korea）中通过燃烧产生的煤灰作为起始原料。通过XRD和XRF检测煤灰，分别测定结晶组分和组分组分的性质。使用SEM观察颗粒形态。使用氮吸附，BET ^[22]和标准X射线沉降技术测量了特定的表面积和粒度分布。煤灰在空气中600℃煅烧2小时以除去残留的碳。基于XRF分析的结果，Al₂O₃粉末（AES11-C，Sumitomo Chemicals，Japan）加入到煤灰中，以将偏低的氧化铝组成增加到化学计量的莫来石（71.8wt％Al ₂ O ₃，28.2 wt％ SiO ₂）。氧化铝粉末的平均粒径和比表面积分别为0.6mu;m和8.23g / m ²。将批料粉末在乙醇中通过球磨混合并均化24小时。在使用旋转真空蒸发器干燥之后，将其混合，将粉末碾磨成麦芽糖并通过140目筛。将3Y-PSZ粉末（20wt％）加入到壳中。通过在20MPa下压制，然后在200MPa下均匀压缩制备方形（10mmtimes;10mmtimes;50mm）反应烧结在高达1600℃的温度下进行一段给定时间，在1400℃下预热2小时，加热速率为4℃/ min，使用超级康泰尔炉。通过XRD（D / max-IIA，Rigaku），用扫描条件：Ni-过滤CuK_alpha;，40kV-20mA和扫描速度8°/ min检测反应产物的晶相。通过水浸提方法测量烧结块强度。烧结，抛光和热蚀刻表面使用SEM（JSM500，Jeol）进行检查。在十字头速度为0.5mm / min，支撑跨距为30mm，加载跨度为10mm的条件下，使用通风机（KSU-5M，Kyung SungTestingMachine Co.）在室温下测量四点弯曲强度。煤灰的形态和特征如图1所示。 1和表I。 煤灰含有56.77 wt％SiO 2和17.31wt％Al ₂ O ₃，

图1煤灰扫描电子显微镜照片

并且主要由硅酸盐矿物组成，其特征在于表面积为4.53m 2 / g，聚集体尺寸为29.9mu;m（lt;100％）的粉状和近球形颗粒的混合物。 随着环境温度升高到1200℃，石墨组分的闪烁消失，检测到方英石发生变化（图2）。 在1300℃时，方英石和alpha;-Al2O3的峰值强度降低，莫来石峰值强度增加。 在至1400°C，只有重金属结晶蛋白（图3）。 随着环境温度升高到1600摄氏度，熔融温度增加。 从XRD的结果来看，沸石的沸腾过程如下：

1 主要矿物相之一，石英，在1200℃左右转化为方英石；

2 在〜1300℃，由于方英石和alpha;-Al2O3的反应开始，随着温度的升高，莫来石的产量增加；

3 在1400℃实际完成了莫来化反应，莫来石结晶度进一步增加 增加环形温度。

以SiO ₂晶体相和alpha;-Al₂O₃为原料的莫来石结构的温度依赖性研究^[23]报道，SiO ₂玻璃和alpha;-Al₂O₃偶联中莫来石的形成反应是由方英石和alpha;-Al₂O₃在至1550◦C的固态反应，在莫来化之前将几乎所有的SiO ₂玻璃结晶成方石英。 随着环境温度的升高，从1400℃到1600℃，堆积密度（2.04g / cm³），孔隙率（2.1％）和吸水率（2.0％）均降低，根据收缩增加（10.2％）。 这意味着随着温度升高，液体体积的增加，粉末压实体的致密化仍然在完成莫氏化后继续进行。

烧结微结构如图1所示。 4.在1500℃时，相对均匀的（lt;2mu;）和长时间的莫来石（纵横比gt; 6）共存。随着烧结温度的升高（1600℃），等摩尔莫来石晶粒的体积分数减小，连续发生的晶粒的发展增加，导致大的空隙产生。 在反应烧结（gt; 1200℃）的后期阶段，低Al2O3组合物的液相烧结产生了较高的Al-Al2O3组成，即通过固态烧结形成的等轴莫来石微观结构，嵌入到晶格中的棱镜莫来石晶体[24] 。 在这项研究中，莫来石的夸大晶粒生长可能是由于在1400℃以上的部分液相烧结，因为相当大的氧化铁含量（8.3wt％）。 含有碱性成分的微量杂质，其在熔融过程中形成低熔点的液态物质也包含在煤灰中（表I）。

表1我国粉煤灰的特征

3Y-PSZ颗粒（球形）稍微抑制莫来石相的晶粒生长并增强了致密化（图4c和d）。 在1400,1500和1600℃烧结2小时的每个五个试样的平均弯曲强度值分别为80,169和115MPa。 1600℃烧结样品的强度降低与1500℃烧结相比较，鉴于莫来石的夸大晶粒生长，导致大的空隙。3Y-PSZ颗粒的存在提高了在1500℃（395MPa）和1600℃（215MPa）下烧结2小时的莫来石的断裂强度。

低密度（63％的理论）莫来石陶瓷具有低孔隙度，可以通过相互干扰至1500℃，煤灰和Al2O3粉末的混合物来制造。 莫来石材料的断裂强度似乎受到莫来石晶粒形状和尺寸以及孔隙尺寸的控制。 添加3Y-PSZ粉末抑制莫来石

的晶粒生长并提高断裂强度。

图2空气中1200℃，1小时后，粉煤灰和alpha;-Al2O3混合粉末的XRD图谱。

图3在空气中1400℃，2小时后，粉煤灰和alpha;-Al2O3混合粉体的XRD图谱。 所有峰对应于莫来石的峰。

（a，c）和（b，d）1600℃烧结的（a，b）和20重量％3Y-PSZ（c，d）的莫来石陶瓷的抛光和蚀刻表面的SEM显微照片 2小时。

致谢本研究由釜山市政府政治研究所环境技术研究所（IETI），韩国釜山国家大学（项目编号：99-10-1299-B-1）支持。

参考文献

[1]. I. A. AKSAY and J. A. PASK,J.Amer.Ceram.Soc.58(1975) 507.

[2] H. SCHNEIDER, K. OKADA and J. PASK, in“Mullite and Mullite Ceramics” (John Wiley amp; Sons, New York, 1977) p. 199.

[3]. M. D. SACKS, H. W. LEE and J. A. PASK, Ceram. Trans. 6 (1990) 167.

[4]. W. ALBERS, Ph.D. thesis, University of Hannover, Hannover, 1993.

[5]. H. KAMOAKA, C. YAMAGISHI and J. ASAUMI, Am. Ceram. Soc. Bull. 61 (1990) 509.

[6]. M. G. M. U. ISMAIL, Z. NAKAIandS. SOMIYA,Ceram. Trans. 6 (1990) 231.

[7]. Y. NURISH and J. S. PASK, Ceram. Int. 8 (1982) 57.

[8]. P. D. D. RODRIGO and P. BOSH, Int. High Tech. Ceram. 1 (1985) 3.

[9]. A. P. S. RANA, O. AIKO and J. S. PASK, Ceram. Int. 8 (1982) 151.

[10]. P. BOCH, T. CHARTIERandP. D. D. RODRIGO,Ceram. Trans. 6 (1990) 353.

[11]. J. S. HAGGERTY and Y. M. CHIANG, Ceram. Eng. Sci. Proc. 11 (1990) 757.

[12]. S. WU, D. HOLTZ and N. CLAUSSEN,J.Amer.Ceram.Soc. 76 (1993) 870.

[13]. S. WU and N. CLAUSSEN, ibid. 74 (1991) 2460.

[14]. S. KAMZAKI, H. TABATA and T. KUMAZAWA, Ceram. Trans. 6 (1990) 339.

[15]. M. D. SACKS, N. BOZKURT and C. W. SCHEFFELE, J. Amer. Ceram. Soc. 74 (1991) 2828.

[16]. J. G. WANG, C. B. PONTON and P. M. MARQUIS, ibid. 75 (1992) 3457.

[17]. P. BOCH, J. P. GIRY and P. D. D. RODRIGO, in “Workshop on Advanced Ceramics” (Tokyo Institute of Technology, Tokyo, 1986).

[18]. M. D. SACK and J. S. PASK, J. Amer. Ceram. Soc. 65 (1982) 65.

[19]. Idem., ibid. 65 (1982) 70.

[20]. I. A. AKSAY, D. M. DABBS and M. SARIKAYA, ibid. 74 (1991) 2343.

[21]. S. SOMIYA and Y. HIRATA, Am. Ceram. Soc. Bull. 70 (1991) 798.

[22]. J. S. LEED, in“Principles of Ceramic Processing” (John W

剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[139970]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word