چکیده
در این تحقیق، تاثیر نوع اگریگیت بر خواص رئولوژی، فیزیکی و مکانیکی جرم های ریختنی آلومینا بالا فوق کم سیمان بررسی شدهاست. برای این منظور از تابولار آلومینا، آلومینای ذوبی قهوهای، آلومینای ذوبی سفید، سیمان 70، ریاکتیو آلومینا و افزودنی روانساز مخصوص جرمهای ریختنی به عنوان مواد اولیه استفاده شد. سپس ترکیبات مختلف در دمای 110°C ، 1100°C و 1500°C از نقطه نظر دانسیته، درصد تغییرات خطی دائمی، استحکام فشاری سرد و استحکام خمشی سرد طبق استاندارد مورد بررسی قرار گرفت. آنالیز شیمیایی با استفاده از فلورسنس اشعه ایکس، آنالیز فازی با استفاده از پراش اشعه ایکس و ریزساختار با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی مورد سنجش قرار گرفتند. نتایج نشان دادند که بهینه خواص رئولوژی، فیزیکی و مکانیکی در دمای 110°C و 1500°C مربوط به ماده اولیه آلومینای ذوبی قهوهای و در دمای 1100°C مربوط به ماده اولیه آلومینای ذوبی سفید است.
کلمات کلیدی: دیرگداز، ریختنی، آلومینایی، فوق کم سیمان
-
معرفی
توسعه جرمهای ریختنی نسوز به دلیل کاربردهای فراوان آنها در صنایع متالورژی، سیمان و پتروشیمی اهمیت یافتهاست[1]. در مقایسه با دیرگدازهای شکلدار، استفاده روزافزون از دیرگدازهای بدون شکل، به ویژه در کاربردهای فولادسازی مانند لایه نسوز پاتیل و تاندیش فولادی، به یک عمل رایج تبدیل شده است. مزاياي ديرگدازهاي بیشکل از جمله روش نصب سریعتر و ارزان تر آنها، باعث افزايش تمايل به مصرف اين گروه از مواد و جايگزيني تدريجي آنها بهجاي ديرگدازهاي شكلدار شدهاست[2]. جرمهای ریختنی نسوز عموماً دارای ریزساختارهای ناهمگن پیچیدهای هستند و خواص فیزیکی و ترمومکانیکی آنها به دلیل فرآیندهای پیچیده هیدراتاسیون بهشدت وابسته به دما است[3]. بنابراین، شرایط پخت به طور قابل توجهی بر ساختار و خواص جرمهای ریختنی نسوز تأثیر میگذارد[4].
در جرمهای نسوز ریختنی، سیمان آلومینات کلسیم، یکی از پرکاربردترین سیستمهای اتصال است. سیمان آلومینات کلسیم در مقایسه با دیگر باندهای اتصال مورد استفاده در صنعت نسوز، خواص مکانیکی پایدارتری را در محدوده وسیعی از شرایط ارائه میدهد. با کاهش محتوای سیمان افزایش قابل توجهی در طول عمر مواد ریختنی نسوز بر پایه آلومینا، ایجاد شدهاست[5]. اغلب، در سیستمهای جرمهای نسوز ریختنی، حضور اکسید کلسیم ممکن است ترکیبات با دمای ذوب پایین و یا یوتکتیک با نقطه ذوب پایینتری از طریق انجام واکنشها ایجاد کند[6]. به عنوان مثال، در سیستم سه تایی CaO-Al2O3-SiO2، پنج یوتکتیک سه تایی با نقطه ذوب زیر 1350°C وجود دارد. این دماهای ذوب پایین برای بسیاری از فرآیندهای متالورژی قابل قبول نیستند[7].
حضور این فازها در سیستم دیرگدازها، بهدلیل تضعیف نسوزندگی و کاهش مقاومت در برابر خوردگی مطلوب نیست. در همین راستا در دهه‌های قبل دائما تلاش بر این بوده است که سیمان آلومینات کلسیم با سیستم اتصال دیگری جایگزین شود[8]. جرمهای ریختنی بسیار کم سیمان (ULCC) به دلیل محتوای کم اکسید کلسیم و در نتیجه خواص نسوزندگی بالا به طور فزایندهای در صنایع با دمای بالا مورد استفاده قرار گرفتهاند[9]. جرمهای ریختنی فوق کم سیمان دارای خواص مطلوبی نظیر استحکام خوب در دمای پایین و بالا، ضریب انبساط حرارتی پایین، هدایت حرارتی خوب، مقاومت در برابر شوک حرارتی خوب، مقاومت بالا در برابر خوردگی فلزات و سرباره هستند[10].
گانگر و همکاران خواص فیزیکی و مکانیکی جرمهای فوق کم سیمان را با استفاده از اگریگیتهای تابولار آلومینا، آلومینای ذوبی قهوهای و بوکسیت بررسی کرده و نتیجه گرفته شد ماده اولیه تابولار آلومینا بیشترین استحکام و بالاترین مقاومت به خوردگی را ایجاد میکند[11]. در پژوهش دیگری یانگ و همکاران، اثر آندالوزیت و کیانیت را در دیرگدازهای بوکسیت-کوراندوم فوق کم سیمان بر خواص ترمومکانیکی، ریزساختار و مقاومت به خوردگی سنجیده و دریافتند که آندالوزیت با مولایت سازی دیرگدازی تحت بار و مقاومت به خزش را بهبود میدهد. در این پژوهش، تأثیر نوع اگریگیتهای تابولار آلومینا، براون فیوزد آلومینا و وایت فیوزد آلومینا بر خواص فیزیکی و مکانیکی دیرگدازهای ریختنی فوق کم سیمان (ULCC) مورد بررسی قرار گرفتهاست.
-
مواد و روش تحقیق
- مواد اولیه
در این پژوهش از مواد اولیه تابولارآلومینا ( Zhejian Zili Alumina Materials Technology Co. Lt., China)، آلومینای ذوبی قهوهای (Zhejian Zili Alumina Materials Technology Co. Lt., China)، آلومینای ذوبی سفید (Zhejian Zili Alumina Materials Technology Co. Lt., China)، سیمان 70 (70N,Union)، ریاکتیو آلومینا (CTC20,Almatis) و افزودنی روانساز جرمهای ریختنی FF26 استفاده شد. آنالیز شیمیایی و برخی خواص فیزیکی مواد اولیه در جدول 1 آورده شده است. فرمولاسیون ها بر اساس ضریب آندریازن q=0.34 طراحی شدند. ترکیب نمونه های مورد آزمایش در جدول 2 آورده شده است.
جدول 1. خواص فیزیکی و شیمیایی مواد اولیه
| سیمان 70 | ری اکتیو آلومینا | آلومینای ذوبی قهوهای | آلومینای ذوبی سفید | تابولار آلومینا | انالیز شیمیایی
(%) |
| 70 | 99.5 | 94.64 | 99 | 99.2 | AL2O3 |
| 0.22 | 0.1 | 0.85 | 0.1 | 0.2 | SiO2 |
| 28.9 | – | 0.26 | – | – | CaO |
| 0.1 | 0.02 | 0.96 | 0.3 | 0.1 | Fe2O3 |
| 0.25 | – | 0.23 | – | – | MgO |
| 0.5 | 0.05 | 2.98 | – | – | TiO2 |
| 0.5 | 0.05 | 0.09 | 0.4 | 0.4 | Alkalies |
| – | – | 3.26 | 3.75 | 3.67 | دانسیته |
| CA,CA2,α-Al2O3 | Corundom | Corundom | Corundom | Corundom | فاز |
جدول 2. ترکیب نمونههای مورد آزمایش
| کد نمونه | تابولارآلومینا | آلومینای ذوبی قهوه ای | آلومینای ذوبی سفید | ریاکتیو آلومینا | سیمان 70 | FF26 |
| C1 | 90 | – | – | 7 | 3 | 0.5 |
| C2 | 24 | 66 | – | 7 | 3 | 0.5 |
| C3 | – | – | 90 | 7 | 3 | 0.5 |
- روش آزمایش
نمونه ها با درصدهای مصرفی مطابق با جدول 2 آمادهسازی شدند. نمونهها در دما و رطوبت اتاق (40% , 24°C) به مدت زمان 2 دقیقه در میکسر هوبارت به صورت خشک میکس شد. سپس آب مصرفی مناسب (نمونه کد C1 با 5.4%، نمونه کد C2 با 5% و نمونه کد C3 %5.4) تا رسیدن به خواص رئولوژی مورد نظر به نمونهها افزودهشد و نمونهها برای مدت زمان 3 دقیقه به صورت تر میکس شدند (ASTM C860). میزان جریانیابی نمونهها توسط میز جریانیابی به حالت خود جاری شونده سنجیده شد (ASTM C1446). سپس از هر فرمولاسیون تعداد 9 نمونه به ابعاد 5*5*5 (cm) و 9 نمونه به ابعاد 16*4*4 (cm) آماده گردید (ASTM C862). نمونهها درون قالب برای مدت زمان 24 ساعت در محفظه رطوبت با رطوبت نسبی %75 قرار گرفتند. سپس نمونهها از قالب خارج شده و برای مدت زمان 24 ساعت در خشککن در دمای 110°C قرار گرفتند.
تمامی نمونهها پس از خارج شدن از آون در دمای محیط (25°C) سرد شده و وزن و ابعاد آنها اندازهگیری شد. نمونهها در دمای °C1100 و °C1500 پخت شدند. نمونهها در 3 دمای °C110 ، °C1100 و °C1500 از نقطهنظر دانسیته بالک (به روش ارشمیدس ASTM C357)، استحکام فشاری سرد و استحکام خمشی سرد (ASTM C133) و میزان تغییرات ابعادی مورد بررسی قرار گرفتند. آنالیز شیمیایی مواد اولیه و ترکیبات با استفاده از اشعه ایکس فلورسانس (ICP-OOS agilent735) مورد بررسی قرار گرفت. آنالیز فازی و ریزساختار نمونهها پس از پخت در دمای °C 1100 و °C 1500 به ترتیب، با پراش پرتو ایکس (PW1800) با استفاده از تابش مس (Cukα، λ = 1.5418 å) در 40 kv/ 30 ma و توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی و طیف سنجی پراکنده انرژی (EDS)، مورد بررسی قرار گرفت.
-
بحث و نتایج
- آنالیز شیمیایی
آنالیز شیمیایی ترکیبات در دماهای 110°C و 1500°C توسط فلورسانس اشعه ایکس مورد بررسی قرار گرفت. نتایج در جدول 3 نشان داده شده است. آنالیز شیمیایی ترکیبات در دمای 110°C و 1500°C تقریباً یکسان است. این امر نشاندهندهی آن است که در اثر زینترینگ فاز جدیدی در ترکیبات ایجاد نشده است. درصد CaO در همه ترکیبات زیر 1 درصد است که نشان از فوق کم سیمان بودن ترکیبات دارد. تفاوت اصلی درصد اکسید تیتانیوم در ترکیب C2 با سایر ترکیبات است. به دلیل وجود اکسید تیتانیوم در ترکیب ماده اولیه براون فیوزد آلومینا، ترکیب C2 دارای 2% اکسید تیتانیوم است.
جدول 3. آنالیز شیمیایی ترکیبات در دمای 110°C و 1500°C
| آنالیز شیمیایی (% وزنی) | C1 (110°C ) | C1 (1500°C) | C2 (110°C) | C2 (1500°C) | C3 (110°C) | C3 (1500°C) | |
| AL2O3 | 98.32 | 98.05 | 94.21 | 95.77 | 98.14 | 98.33 | |
| SiO2 | 0.19 | 0.18 | 0.78 | 0.6 | 0.1 | 0.16 | |
| CaO | 0.87 | 0.69 | 1.10 | 0.84 | 0.87 | 0.74 | |
| Fe2O3 | 0.09 | 0.7 | 0.87 | 0.49 | 0.27 | 0.38 | |
| TiO2 | – | – | 2.7 | 1.96 | – | – | |
| Alkalies | 0.38 | 0.24 | 0.1 | – | 0.38 | 0.11 |
- رفتار رئولوژی
جریانیابی همه نمونه ها در حالت خود جاری شونده (سلف فلو) اندازهگیری شد. نمونه C1 بر پایه تابولار آلومینا با مصرف آب 5.4% به دلیل درصد تخلخل و جذب آب کم ذرات تابولار آلومینا و همچنین عملکرد پخش کننده FF26، جریانیابی 100 میلی متر به دست آمد. در نمونه C2 با مصرف آب 5%، جریانیابی 145 میلی متر به دست آمد. دلیل این امر ناخالصیهای ماده اولیه آلومینای ذوبی قهوهای از جمله اکسید تیتانیوم و برهمکنش این ناخالصی ها با روانساز FF26 است. عملکرد FF26 مبتنی بر ایجاد بارهای سطحی و زنجیرههای پلیمری است و ناخالصی های موجود در آلومینای ذوبی قهوهای این عامل را تشدید می کند. در نمونه C3 با مصرف 5.4% آب، جریانیابی 100 میلی متر به دست آمد. در نتیجه مصرف آب و جریان پذیری در نمونه های C1 و C2 مشابه بود. دلیل این امر یکسان بودن میزان ناخالصیها در این دو ماه اولیه است. بهینه خواص رئولوژی مربوط به نمونه C2 با کمترین آب مصرفی و بالاترین جریانیابی بوده که به دلیل برهمکنش ناخالصیهای آلومینای ذوبی قهوهای با روانساز FF26 حاصل شده است.
- آنالیز فازی و ریزساختار
آنالیز فازی نمونهها در دو دمای °C1100 و °C1500 به ترتیب در تصاویر 1 و 2 نشان داده شدهاست. در هر 3 ترکیب فازهای یکسانی تشکیل شدهاست. در دمای °C1100 (تصویر 1)، در هر سه ترکیب فازهای کوراندوم (α-Al2O3) و کلسیم آلومینیوم اکسید (گروسیت. CaO.2Al2O3) شناسایی شدند. در دمای °C 1500 نیز فازهای کوراندوم و کلسیم آلومینیوم اکسید (هیبونیت. CaO.6Al2O3) شناسایی شدند. کوراندوم فاز اصلی هر سه مادهی اولیه تابولار آلومینا، آلومینای ذوبی قهوهای و آلومینای ذوبی سفید است. فازهای گروسیت و هیبونیت نیز در اثر واکنش فازهای اکسید کلسیم و اکسید آلومینیوم طبق معادلات 1 و 2 در دماهای مختلف حاصل میشوند.
- CaO + 2 Al2O32Al2O3
- CaO + 6 Al2O36Al2O3
تصویر 1. آنالیز فازی نمونه ها بعد از پخت در دمای °C1100
تصویر 2. آنالیز فازی نمونهها بعد از پخت در دمای °C1500
آنالیز میکروسکوپ الکترونی نمونهها بعد از پخت در دو دمای °C1100 (تصویر 3 و 4 و 5) و °C1500 (تصویر 6 و 7 و 8) بررسی شدهاست. تصویر میکروسکوپی و آنالیز نقطهای نمونه C1 بعد از پخت در دمای 1100°C (تصویر 3.a)، دارای فازی شامل عناصر Al، Ca و O میباشد. که براساس آنالیز فازی (تصویر 1)، این فاز تصویر میکروسکوپی فاز گروسیت است. این فاز در نمونههای C2 (تصویر 4.c) و C3 (تصویر 5.b,d) نیز شناسایی شدهاست. همچنین در تمامی نمونهها فاز کوراندوم در تصویر میکروسکوپی نشان داده شدهاست (تصاویر 3.c و 4.b و 5.c).
بررسی تصاویر میکروسکوپی در دمای 1500°C، در نمونه C1، شامل فازهای کوراندوم (تصویر 6.b) و هیبونیت (تصویر 6.c) است. در تصویر میکروسکوپی نمونه C2 (تصویر7. a,b)، فازی شامل عناصر Al، O، Si، Ca و Ti شناسایی شدهاست. این فاز در آنالیز فازی شناسایی نشدهاست و این امر نشاندهندهی آن است که فاز مربوطه ساختار کریستالی نداشته و اصطلاحا آمورف (بی شکل) است. در تمامی سطح نمونه C2 این فاز شناسایی شده است (تصویر7). تصویر میکروسکوپی نمونه C3 (تصویر 8.a)، شامل فازهای کوراندوم (تصویر 8.b) و هیبونیت (تصویر 8.c) است.
| A |
| B |
| a |
| b |
| c |
تصویر 3. آنالیز میکروسکوپی نمونه C1 بعد از پخت در دمای °C1100 a) تصویر SEM b) EDS نقطه A c) EDS نقطه B
| a |
| b |
| c |
تصویر 4. آنالیز میکروسکوپی نمونه C2 بعد از پخت در دمای °C1100 a) تصویر SEM b) EDS نقطه A c) EDS نقطه B
| a |
| b |
| d |
| c |
تصویر 5. آنالیز میکروسکوپی نمونه C3 بعد از پخت در دمای °C1100 a) تصویر SEM b) EDS نقطه A c) EDS نقطه B d) EDS نقطه C
| a |
| b |
| c |
تصویر 6. آنالیز میکروسکوپی نمونه C1 بعد از پخت در دمای 1500°C a) تصویر SEM b) EDS نقطه A c) EDS نقطه B
| a |
| b |
| e |
| f |
| g |
| c |
| d |
تصویر 7. آنالیز میکروسکوپی نمونه C2 بعد از پخت در دمای 1500°C a,b) تصویر SEM c) EDS نقطه A d) EDS نقطه B e) EDS نقطه C f) EDS نقطه D g) EDS نقطه E
| a |
| b |
| c |
تصویر 8. آنالیز میکروسکوپی نمونه C3 بعد از پخت در دمای 1500°C a) تصویر SEM b) EDS نقطه A c) EDS نقطه B
- خواص فیزیکی و مکانیکی
خواص فیزیکی و مکانیکی نمونهها از قبیل دانسیته بالک، استحکام فشاری سرد (CCS)، استحکام خمشی سرد (CMOR) در دماهای 110°C ، °C1100، °C1500 و درصد تغییرات خطی دائمی بعد از پخت در دو دمای °C1100 و °C1500 بررسی شدند. نتایج در جدولهای (4-6) آورده شدهاست.
- دانسیته
دانسیته بالک نمونهها در سه دمای °C110، °C1100 و °C1500 مورد بررسی قرار گرفت. در دمای °C110، دانسیته نمونه C1 و C3 مشابه یکدیگر و دانسیته نمونه C2 عدد بالاتری گزارش شدهاست (جدول 4). آب مصرفی در نمونههای C1 و C3 مشابه بوده و این امر سبب ایجاد دانسیته یکسان در هر دو ترکیب بودهاست. در نمونه C2، میزان آب مصرفی کمتر بوده و در نتیجهی خروج آب کمتر از نمونه، دانسیتهی بالاتری در این ترکیب ایجاد شدهاست. در دمای °C1100، آبهای ساختاری از بین رفته و دهیدراتاسیون فازهای سیمان انجام شدهاست. انجام هردوی این واکنشها سبب کاهش وزن نمونهها میگردد. در بررسی تصاویر آنالیز فازی (تصویر 1)، در هر سه ترکیب در این دما، فاز گروسیت (CA2) تشکیل شدهاست. تشکیل این فاز با افزایش حجم همراه است. همچنین در بررسی تغییرات ابعادی نمونهها در این دما، نمونهها منبسط شدهاند. در نتیجهی کاهش وزن و افزایش حجم، دانسیته بالک کاهش یافته است (جدول 5) .
در دمای 1500°C، دانسیته نمونهها در هر سه ترکیب نسبت به دمای 1100°C بدون تغییر باقی ماندهاست (جدول 6). در بررسی آنالیز فازی در این دما (تصویر 2) در تمامی ترکیبات فاز هیبونیت (CA6) تشکیل شده است. تشکیل فاز هیبونیت با افزایش حجم همراه است. از طرفی بررسی تغییرات ابعادی نمونهها نشاندهندهی آغاز فرآیند زینترینگ در نمونهها است. فرآیند زینترینگ سبب افزایش دانسیته نمونهها و افزایش حجم ناشی از تشکیل فاز هیبونیت سبب کاهش دانسیته نمونهها میگردد. در نتیجهی برهمکنش انبساط حاصل از تشکیل فاز هیبونیت و انقباض ناشی از زینترینگ نمونهها، دانسیته نمونهها بدون تغییر باقی ماندهاست.
- استحکام فشاری سرد
استحکام فشاری نمونهها در سه دمای 110°C، 1100°C و 1500°C مورد بررسی قرار گرفت. در دمای 110°C، ترکیبات C1 و C3 دارای استحکام فشاری تقریبا مشابه و استحکام فشاری ترکیب C2 کمی بالاتر است (جدول 4). بهطور کلی در دمای 110°C، استحکام فشاری وابسته به محتوای اکسید کلسیم (CaO) و درصد آب مصرفی است. با توجه به یکسان بودن مقدار سیمان آلومینات کلسیم مصرفی و مقدار اکسید کلسیم حاصل از آن در هر سه ترکیب، مقدار استحکام فشاری تقریبا مشابه است و اختلاف جزئی موجود مربوط به میزان آب مصرفی است. آب مصرفی یکسان در ترکیبات C1 و C3، منجر به ایجاد استحکام مشابه در هر دو ترکیب شدهاست. ترکیب C2 آب مصرفی کمتری داشته و در نتیجهی خروج آب کمتر و تخلخل کمتر در نمونه، استحکام به مقدار جزئی افزایش یافتهاست.
در دمای 1100°C، استحکام ترکیبات C1 و C2 مقدار جزئی کاهش یافته و استحکام ترکیب C3 افزایش یافتهاست (جدول 5). در بررسی آنالیز فازی در این دما، در هر سه ترکیب فاز گروسیت (CA2) تشکیل شدهاست. تشکیل فاز گروسیت منجر به افزایش استحکام نمیگردد. در این دما فازهای هیدراته سیمان که سبب استحکام میگردند، دهیدراته شده و از طرفی فرآیند زینترینگ آغاز نشدهاست. درنتیجه در این دما کاهش استحکام رخ میدهد. اما با توجه به محتوای کم اکسید کلسیم و فوق کم سیمان بودن ترکیبات، مقدار کاهش استحکام جزئی است. در ترکیب C3 مورفولوژی فاز گروسیت تشکیل شده (تصویر 5.a)، با مورفولوژی این فاز در ترکیبات C1 و C2 (تصویر 3و4) متفاوت است. در ترکیبات C1 و C2 مورفولوژی فاز گروسیت به شکل پراکنده و در ترکیب C3 به شکل فشرده است. این موروفولوژی متفاوت فاز گروسیت سبب افزایش استحکام فشاری ترکیب C3 در این دما شده است.
در دمای 1500°C، استحکام همهی ترکیبات افزایش یافته است. در بررسی آنالیز فازی در این دما (تصویر 2) در هر سه ترکیب فاز هیبونیت (CA6) تشکیل شده است. تشکیل فاز هیبونیت سبب افزایش استحکام میگردد. درنتیجه استحکام فشاری نمونهها افزایش یافته است. استحکام نمونه C1 و C3 مشابه یکدیگر است، اما نکتهی حائز اهمیت استحکام بسیار بالای ترکیب C2 در این دما است. بررسی تصاویر میکرروسکوپی و ریزساختار دو ترکیب C1 و C3 (تصویر6 و 8) نشاندهندهی مورفولوژی دانههای تابولار آلومینا و آلومینای ذوبی سفید و فاز هیبونیت میباشد. در تصویر میکروسکوپی ترکیب C2 (تصویر 7) فازی شامل عناصر Al، O، Si، Ca و Ti تمام سطح نمونه را پوشانده است. این فاز در آنالیز فازی (تصویر 2) شناسایی نشده است. بنابراین فاز ذکر شده ساختار کریستالی نداشته و اصطلاحا آمورف (بی شکل) است. این فاز آمورف در مرزدانه و سطح دانهها تشکیل شده و بدینترتیب مانع رشد ترک و سبب افزایش استحکام شده است.
- استحکام خمشی سرد
استحکام خمشی سرد نمونهها در سه دمای 110°C ، 1100°C و 1500°C مورد بررسی قرار گرفت. در دمای 110°C ، استحکام خمشی ترکیبات C1 و C3 تقریبا مشابه و استحکام خمشی ترکیب C2 کمتر حاصل شده است. در این دما بیشترین دانسیته مربوط به ترکیب C2 است ( جدول 4). با افزایش دانسیته حجم تخلخلهای بسته نمونه کاهش یافته و بدینترتیب تخلخلهای بهینه موجود در زمینه برای جلوگیری از رشد ترکهایی مویی از بین رفته و این امر سبب رشد سریعتر ترکهای مویی موجود در زمینه و درنتیجه کاهش استحکام خمشی سرد شده است.
در دمای 1100°C ، استحکام خمشی ترکیب C1 و C2 کاهش و استحکام خمشی ترکیب C3 افزایش یافتهاست (جدول 5). در بررسی آنالیز فازی در این دما در تمامی ترکیبات فاز گروسیت تشکیل شدهاست. همانطور که در قسمت قبل اشاره شد، تشکیل این فاز با انبساط همراه است. بررسی درصد تغییرات خطی دائمی نیز این موضوع را تایید میکند. در اثر انبساط ترکهای مویی در نمونه ایجاد شده که این ترکها منجر به کاهش استحکام خمشی میگردد. بیشترین میزان انبساط و در نتیجه بیشترین افت استحکام خمشی مربوط به ترکیب C1 است. در ترکیب C3 مورفولوژی خاص فاز گروسیت ایجاد شده و شکل فشرده آن (تصویر 5)، بر افزایش ترکهای مویی ایجاد شده در ترکیب در اثر انبساط غلبه کرده و سبب افزایش استحکام خمشی شدهاست.
در دمای 1500°C، استحکام خمشی تمامی ترکیبات افزایش یافتهاست. استحکام خمشی ترکیبات C1 و C3 تقریبا مشابه یکدیگر و استحکام خمشی ترکیب C2 افزایش چشمگیری داشته است. در این دما فاز هیبونیت تشکیل شده (تصویر 2) در تمامی ترکیبات سبب افزایش استحکام خمشی شدهاست و در مورد ترکیب C2 فاز آمورف تشکیل شده روی سطح و مرز دانهها (همانطور که در قسمت 3.4.2 شرح داده شد) مانع از رشد ترک و سبب افزایش استحکام خمشی شدهاست.
جدول 4. خواص فیزیکی و مکانیکی در دمای 110 ◦C
| کد نمونه | C1 | C2 | C3 | |
| دانسیته بالک (g/cm3) | 3.16 | 3.27 | 3.18 | |
| استحکام فشاری سرد (N/mm2) | 24.67 | 27.67 | 22.67 | |
| استحکام خمشی سرد (N/mm2) | 5.56 | 4.90 | 5.22 |
جدول 5. خواص فیزیکی و مکانیکی در دمای 1100 ◦C
| کد نمونه | C1 | C2 | C3 | |
| دانسیته بالک (g/cm3) | 3.11 | 3.24 | 3.11 | |
| استحکام فشاری سرد (N/mm2) | 22.3 | 25 | 33.33 | |
| استحکام خمشی سرد (N/mm2) | 3.56 | 3.83 | 6.08 | |
| تغییر ابعادی (mm) | 0.57 | 0.2 | 0.11 |
جدول 6. خواص فیزیکی و مکانیکی در دمای 1500◦C
| کد نمونه | C1 | C2 | C3 | |
| دانسیته بالک (g/cm3) | 3.10 | 3.24 | 3.10 | |
| استحکام فشاری سرد (N/mm2) | 82 | 198 | 83.67 | |
| استحکام خمشی سرد (N/mm2) | 20.65 | 47.95 | 18.95 | |
| تغییر ابعادی (mm) | 0.35 | 0.02 | 0.19 |
-
نتیجه گیری
در این تحقیق اثر استفاده از اگریگیتهای مختلف بر پایه آلومینا بر خواص رئولوژی، فیزیکی و مکانیکی جرمهای فوق کم سیمان بررسی شد. استفاده از ماده اولیه آلومینای ذوبی قهوهای بهدلیل وجود وجود ناخالصیهای موجود در آن و برهمکنش با افزودنی روانساز مورد استفاده، رفتار رئولوژی جرم ریختنی را بهبود بخشیده و موجب کاهش آب مصرفی و افزایش جریانیابی شدهاست. بدینترتیب بیشترین دانسیته و استحکام فشاری سرد در دمای 110◦C، مربوط به ترکیب برپایه آلومینای ذوبی قهوهای است. در دمای 1100◦C، استحکام فشاری و خمشی ترکیبات برپایه آلومینای تابولار و آلومینای ذوبی قهوهای کاهش و برپایه آلومینای ذوبی سفید افزایش یافتهاست. در این دما، مورفولوژی خاص فاز گروسیت تشکیل شده در ترکیب برپایه آلومینای ذوبی سفید، سبب بهبود خواص مکانیکی شدهاست. در دمای 1500◦C، در ترکیب برپایه آلومینای ذوبی قهوهای، یک فاز آمورف تشکیل شده و تمام سطح و مرز دانهها را پوشانده و از این طریق سبب افزایش چشمگیر استحکام فشاری و خمشی سرد در این دما شدهاست. در نتیجه بهینه خواص مکانیکی در دمای 110◦C و 1500◦C، مربوط به ترکیب برپایه آلومینای ذوبی قهوهای و در دمای 1100◦C، مربوط به ترکیب برپایه آلومینای ذوبی سفید است.
- منابع
[1] W. E. Lee, W. Vieira, S. Zhang, K. Ghanbari Ahari, H. Sarpoolaky, and C. Parr, “Castable refractory concretes,” Int. Mater. Rev., vol. 46, no. 3, pp. 145–167, 2001, doi: 10.1179/095066001101528439.
[2] E. a Firoozjaei, A. Saidi, A. Monshi, and P. Koshy, “The effect of microsilica and refractory cement content on the properties of andalusite based Low Cement Castables used in aluminum casthouse ( O efeito do teor de microsílica e de cimento refratário nas propriedades de,” Cerâmica, vol. 56, pp. 411–421, 2010.
[3] M. D. M. Innocentini, F. A. Cardoso, M. M. Akyioshi, and V. C. Pandolfelli, “Drying stages during the heating of high-alumina, ultra-low-cement refractory castables,” J. Am. Ceram. Soc., vol. 86, no. 7, pp. 1146–1148, 2003, doi: 10.1111/j.1151-2916.2003.tb03438.x.
[4] F. Simonin, C. Olagnon, S. Maximilien, G. Fantozzi, L. A. Diaz, and R. Torrecillas, “Thermomechanical behavior of high-alumina refractory castables with synthetic spinel additions,” J. Am. Ceram. Soc., vol. 83, no. 10, pp. 2481–2490, 2000, doi: 10.1111/j.1151-2916.2000.tb01579.x.
[5] R. Salomão and V. C. Pandolfelli, “The role of hydraulic binders on magnesia containing refractory castables: Calcium aluminate cement and hydratable alumina,” Ceram. Int., vol. 35, no. 8, pp. 3117–3124, 2009, doi: 10.1016/j.ceramint.2009.04.023.
[6] M. G. Kakroudi, E. Yeugo-Fogaing, C. Gault, M. Huger, and T. Chotard, “Effect of thermal treatment on damage mechanical behaviour of refractory castables: Comparison between bauxite and andalusite aggregates,” J. Eur. Ceram. Soc., vol. 28, no. 13, pp. 2471–2478, 2008, doi: 10.1016/j.jeurceramsoc.2008.03.048.
[7] L. A. Díaz, R. Torrecillas, F. Simonin, and G. Fantozzi, “Room temperature mechanical properties of high alumina refractory castables with spinel, periclase and dolomite additions,” J. Eur. Ceram. Soc., vol. 28, no. 15, pp. 2853–2858, 2008, doi: 10.1016/j.jeurceramsoc.2008.04.019.
[8] Z. Marbooti, R. Khavari, and F. Ehya, “Heavy Metal Contamination Assessment of Groundwater Resources in Behbahan Plain Southwest Zagros,” Open J. Geol., vol. 05, no. 05, pp. 325–330, 2015, doi: 10.4236/ojg.2015.55029.
[9] M. F. Zawrah, “Effect of zircon additions on low and ultra-low cement alumina and bauxite castables,” Ceram. Int., vol. 33, no. 5, pp. 751–759, 2007, doi: 10.1016/j.ceramint.2005.12.019.
[10] S. Ghosh, R. Majumdar, B. K. Sinhamahapatra, R. N. Nandy, M. Mukherjee, and S. Mukhopadhyay, “Microstructures of refractory castables prepared with sol-gel additives,” Ceram. Int., vol. 29, no. 6, pp. 671–677, 2003, doi: 10.1016/S0272-8842(02)00216-X.
[11] A. Gungor, O. Celikcioglu, and S. Sahin, “The physical and mechanical properties of alumina-based ultralow cement castable refractories,” Ceram. Int., vol. 38, no. 5, pp. 4189–4194, 2012, doi: 10.1016/j.ceramint.2012.02.001.
یاسمن محمدی (کارشناس واحد تحقیق و توسعه شرکت صنعت ذوب و نسوز ایرانیان)
بهزاد عظیمی (مدیر واحد تقیق و توسعه شرکت صنعت ذوب و نسوز ایرانیان)
