通过MgO-CaO质耐火材料在两种炉渣中的抗渣表现,分析其抗渣性能。以下由耐火砖厂家收集分布,关于MgO-CaO质耐火材料在两种转炉在渣吸渣过程内部侵蚀分析。
1.转炉熔渣与耐火材料作用生成高熔点化合物:
由下图显微结构图可知S-1渣中,CaO/SiO2为0.8,氧化铁含量也比较多,流动性应该是很好的。从CaO-SiO2-FeO系在1400℃的等黏度图,可查出该渣在1400℃的黏度值,依此进行粗略计算,得出在1550℃时其黏度约为0.05Pa·S(0.5P)。这样低的黏度,渗透应是较深的,侵蚀也应较大。但用这种渣进行实验时,MgO-CaO系材料的变形率却是四种渣中最小的。
图示左为D-S-1渗透通道内矿物相,右为M-D-8-S-1靠近渣面
这种渣侵蚀后的试样显微结构(可见图示左、右)。对于白云石,由于该渣含有较多的SiO2,SiO2与砖中CaO反应析出大量的高熔点化合物C3S和C2S,这些C3S和C2S使通道堵塞。同时方镁石固溶渣中的氧化铁使液相量减少,炉渣只能侵入毛细管或裂隙而不能渗入晶界(图示左)。对于MD8,SiO2与CaO生成大量C3S和C2S,但它们都是填充在裂隙中或方镁石晶粒间。渣中的氧化铁绝大部分都固溶到方镁石中,使之发育长大。C2F仅占2%~3%(图示右)。这就解释了为什么用S-1渣时,MgO-CaO质耐火材料的变形率最小。
再通过观察MgO-CaO-SiO2-Fe2O3相图也可得出,S-1渣与MgO-CaO质耐火材料作用后将形成上述的矿物相。
从这些结果可以得出:在高温下,熔渣向耐火材料的渗透与化学作用是同时进行的。如果化学作用后生成大量的高熔点化合物而析出,那么熔渣的渗透就会受到阻碍,耐火材料的组织结构破坏就不会大,试样的变形率也不会很大。耐火材料将显示出对这种渣有较好的抗侵蚀能力。
2.转炉一般末期渣与含钒钛末期渣吸渣侵蚀性相近:
在上述侵蚀机理的分析中,结合实验与显微镜观察结果,我们已对含钒钛初期渣侵蚀性为何最大,转炉一般初期渣为何最小作了解释与说明。显然,产生这种情况的根本原因是在于炉渣的化学本性,即化学成分与含量。例如含钒钛初期渣,由于氧化铁、V2O5、TiO2与Al2O3含量较其他几种渣都高,因此这种渣黏度小、渗透深、与耐火材料作用后形成的液相量多,并能渗入到耐火材料晶粒间。转炉一般初期渣,虽然氧化铁含量也不少,黏度小、渗透深,但由于SiO2含量较其他几种渣大3~5倍,在渗入过程中,渣中SiO2与材料中的CaO生成大量的高熔点化合物C2S,阻碍了炉渣的进一步渗透(见图示左)。
由此可见,两种末期渣为什么侵蚀性相近,也只能从其化学本性上去寻求解答。
如果把S-2与V-2在坩埚里的残留物扣去,S-2与V-2实际渗入到耐火材料内的组成见表1。若把性质相近的氧化物合并,例如Fe2O3与V2O5,SiO2与TiO2,MgO、CaO和MnO,则两种渣的组成见表2。
表1 两种渣侵入到耐火材料内的组成
化学组成 | CaO | SiO2 | MgO | MnO | Al2O3 | Fe2O3 | V2O5 | TiO2 |
S’-2 | 48.6 | 10.6 | 4.7 | 9.1 | 2.1 | 24.9 | – | – |
V’-2 | 54.3 | 7.2 | 4.0 | 2.3 | 3.1 | 20.5 | 5.0 | 3.6 |
表2 两种炉渣的组成
化学组成 | CaO+MgO+MnO | Fe2O3+V2O5 | SiO2+TiO2 | Al2O3 |
S’-2 | 62.4 | 24.9 | 10.6 | 2.3 |
V’-2 | 60.6 | 25.5 | 10.8 | 3.1 |
由此可见,两种渣是甚为相近。自然它们的侵蚀性也就相近:
综合以上分析与讨论,耐火材料吸渣侵蚀过程为:熔渣首先沿气孔与裂隙等毛细管通道侵入耐火砖衬体。如果熔渣与主晶相的二面角小,熔渣还将沿晶界分散开。熔渣在渗透的同时与耐火材料发生化学作用,若这种作用是形成液相,则砖体组织结构将遭到破坏。若是形成高熔点化合物或固溶体,渗透就会受到阻碍,耐火砖衬体组织结构损坏就不会大。