铁-氮化硅耐火材料体系耐火材料在高温氧化期气氛下的稳定性,由耐火材料厂家搜集汇整分享。
1.热重差热分析:
在空气条件下,纯氮化硅大约从870℃开始氧化增重,增重趋势平稳,没有明显的吸热、放热反应发生。相比之下,铁-氮化硅体系耐火材料的变化就很明显,大约从300℃即开始增重,而且平稳增长,未出现大的峰值。
在864℃之前的放热峰比较多,而且峰值不尖锐、较平滑,说明反应缓慢、放热量不大,没有造成较大的波动。根据上述的热力学分析,结合纯氮化硅的差热曲线,说明在870℃之前进行的反应应为铁的氧化。
另外,该铁-氮化硅体系耐火材料在1127℃出现失重。结合上述热力学分析,高温反应失重的情况应为铁或铁的氧化物同氮化硅的反应。但是,氧化铁同氮化硅的反应在1130℃之内是不能发生的,发生的仅有氮化硅同铁之间的反应。
随着温度的升高,曲线在1390.2℃出现一个小放热峰,同时表现为失重。从前面的热力学分析可知,氮化硅在该温度下已经大量氧化,并且已经能够形成封闭层,封闭层的形成将导致内部氧分压降低,氧分压的降低将促使部分反应发生。所以,在1390.2℃的放热峰应是此处的反应造成。相对于铁同氮化硅的反应,氧化铁同氮化硅之间的反应相对要困难些。
2.物相分析:
对纯铁-氮化硅体系耐火材料进行经高温并急速水冷处理,纯铁-氮化硅体系耐火材料在1100℃之前除形成微量的SiO2外,最主要的变化只在于铁相消失而形成了较大量的Fe2O3,说明了铁已经被氧化。因此,在该温度之前的增重,以及放热峰应该是由铁的氧化引起的。
氮化硅-纯铁体系耐火材料在1300℃形成较大量的SiO2,说明1100~1300℃对于氮化硅来讲是比较容易氧化的温度,同时,氮化硅和铁已经进行了反应,出现氮化硅同铁的反应在1127℃的放热峰也是相吻合的。试样经1500℃热处理后出现了Si2N2O,高温空气条件下该体系耐火材料中还是可能含有Fe5Si3及FeSi的。
3.显微结构分析:
铁-氮化硅体系耐火材料在1100℃之前,仅仅是铁被氧化为氧化铁及少量氮化硅被氧化,微观结构变化不大,这里未予列出。1300℃铁已经同周围的氮化硅开始反应并形成以硅铁为中心、周围为氮化硅疏松组织的结构。
此温度下铁-硅体系被氧化生成的SiO2与FeO或Fe2O3并未形成有效的低熔物覆盖在试样的表面,也没有阻挡住氧气进入耐火材料内部,所以,试样内部的氮化硅在1300℃时氧化量较大,试样内部有较多的O存在。分析可知,其为SiO2与Si2N2O,Si2N2O量相对较少。
试样经1500℃处理后,耐火材料已经看不出氮化硅颗粒的存在,整个材料成为一体;其中较为致密部分的能谱分析显示为Si、N、O,该部位材料除含有SiO2外,还可能含有Si2N2O及Si3N4。体系中的铁主要有两种存在形态,其一,与周围的材料紧密接触,形成铁为弥散镶嵌的结构;其二,为巢穴结构,铁位于巢穴中。小颗粒铁大都位于紧密的镶嵌之中而颗粒较大的铁粒反应后,在周围存在一定的空隙,说明参与和氮化硅反应的量相对较多而留下较多空隙。位于紧密镶嵌中的铁,从元素比例看,应是Fe3Si及 FegSiz3、FeSi等的混合体。而较大颗粒中显示含有较高的铁元素,说明铁并未完全同氮化硅反应,导致形成一些固溶体。
由于在1127℃铁同氮化硅反应导致铁粒周围的氮化硅数量减少,形成所谓的巢穴结构;而疏松的巢穴结构为氧气的进入提供了条件,从而使铁粒周围疏松的氮化硅组织发生氧化生成SiO2。
随着温度的升高,氧化铁继续同氮化硅反应而形成SiO2,也就形成图中的瓦砾状SiO2颗粒分散于铁粒周围。小颗粒反应前后的体积效应较小,而氮化硅氧化形成SiO2导致体积膨胀,两者的体积变化相抵消。
所以,铁同氮化硅或周围的氧化硅形成了紧密接触。在1500℃时,试样表面很容易由于氮化硅的氧化而形成封闭层,所以,铁粒周围仍然存在较大量未反应的氮化硅。
试样的微观结构是不均匀的,经1500℃处理后试样的物相还是以Si3N4为主。由于氮化硅少量氧化为SiO2及Si2N2O而形成致密区导致材料由外至内的氧分压将是不同的,因此,在不同位置的物相比例也将有所变化。
铁-氮化硅体系耐火材料在1100~1400℃之间氧化速度较快,生成的SiO2较多,所以,要制备以Si2N2O作为结合相或者以FeSi弥散增韧的氮化硅材料,则需要降低铁粉粒度的同时,在1000~1400℃之间应快速升温,使材料外表形成致密封闭层而阻止外部氧向内部的扩散,再借助铁同氮化硅反应释放出氮气的过程,降低内部氧分压,使其内部氧分压位于Si3N4、Si2N2O及硅铁稳定存在的区间,在低氧分压下达到烧结。