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Die
Erfindung betrifft einen feuerfesten Formkörper sowie einen Versatz und
ein Verfahren zu seiner Herstellung.
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Feuerfeste
Werkstoffe, die bei der Auskleidung von Ofengefäßen und Ofenräumen verwendet
werden, unterliegen häufig
einer hohen chemisch-korrosiven Belastung durch Alkalisalze einer
komplexen Zusammensetzung. Diese chemisch-korrosive Belastung herrscht
insbesondere in einem Temperaturintervall von 700 bis 1300 Grad
Celsius.
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Die
Herkunft der Salze ist dabei komplex. So setzen sowohl das Brenngut
als auch die Brennstoffe oft Alkalien frei. Diese Alkalien bilden
bekanntermaßen
dünnflüssige Salze
im entsprechenden Temperaturintervall und sind in den meisten feuerfesten
bzw. keramischen Systemen als Fließmittel, d. h. Schmelzpunkterniedriger
wirksam.
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In
der Zementindustrie beispielsweise stammen die Alkalien zu einem
Teil aus den – insbesondere
tonhaltigen – Rohstoffen.
Ferner ist die Alkalienbelastung durch die heute verwendeten Brennstoffe
erheblich gestiegen. Insbesondere wurde beim Brennen des Zementklinkers
in Drehrohröfen
ein Wechsel des Brennstoffs von relativ sauberem Erdgas und Öl auf minderwertigere
Kohlen sowie Abfallbrennstoffe wie Gummireifen, Altöle, Kunststoffe
und Lösungsmittel
vollzogen. Diese Brennstoffe haben den Vorteil, daß sie bei
einem ausreichenden Energiegehalt günstig sind und zudem bei den
in den Drehrohröfen
herrschenden Temperaturen diese Reststoffe gleichzeitig thermisch
entsorgt werden. Der chemisch-korrosive Verschleiß durch
volative Stoffe, wie komplexe Alkalisalze, die beim Verbrennen entweichen
bzw. gebildet werden hat sich jedoch drastisch erhöht. Diese
chemisch-korrosi ven, komplexen Salze bestehen im wesentlichen aus:
K+, Na+, O2–,
SO32–, Cl–, OH–,
F–,
S2–.
Je nach molarem Verhältnis
bestehen die entstehenden chemischen korrosiven Salze im wesentlichen
aus den Einzelkomponenten: K2SO4,
Na2SO4, KCl, NaCl.
Einen weiteren Einfluß auf
die Zusammensetzung dieser Salze hat der Sauerstoffpartialdruck
sowie das molare Verhältnis
von Alkalioxiden zu SO3. Bei niedrigem Sauerstoffpartialdruck
beispielsweise liegen Sulfide, bei hohem die entsprechenden Sulfate
vor. Bei einem molaren Verhältnis
von Alkalioxid zu SO3 von unter 1 tritt
neben Alkalisulfat Alkalihydroxid auf, bei einem molaren Verhältnis von über 1 neben
Alkalisulfat auch SO2/SO3.
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Der
Temperaturbereich von 700 bis 1300°C ist deshalb besonders kritisch,
da sich die Alkalisalze, die oberhalb von 1300°C üblicherweise flüchtig sind,
in dem angegebenen Temperaturintervall auf der feuerfesten Auskleidung
niederschlagen und diese dort infiltrieren und korrodieren. Unter
der Wirkung des Temperaturgradienten erfolgt diese Infiltration
und Korrosion sehr tiefgründig,
in vielen Fällen
sogar bis zum metallischen Ofenmantel. Besonders stark belastet
ist deshalb beispielsweise bei einem Drehrohrofen der Ofenabschnitt bzw.
die feuerfeste Auskleidung des Ofenabschnitts, in dem Temperaturen
von 700 bis 1300°C
bestehen. Die Korrosionsvorgänge
sind zum einen die Infiltration, wobei durch die Infiltration durch
die Alkalisalze das Gefüge verdichtet
und versprödet
wird und zudem eine Auflockerung der Bindung durch den Kristallisationsdruck
herbeigeführt
wird. Hieraus resultiert ein vorzeitiger Verschleiß durch
Heißabrieb
und Abplatzungen. Ferner wird durch die Erhöhung der thermischen Leitfähigkeit
in Verbindung mit den zuvor beschriebenen Verschleißmechanismen
eine schädliche Überhitzung
des metallischen Ofenmantels möglich.
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Zudem
findet eine chemische Korrosion statt, bei der die Infiltrate mit
den primären
Phasen der feuerfesten Auskleidung unter Neubildung sekundärer Phasen
mit niedrigerem Schmelzpunkt, insbesondere Schmelzpunkten unter
dem eigentlichen Anwendungsschmelzpunkt, reagieren. Ferner können Volumenexpansionen beobachtet
werden. Insgesamt findet der Verschleiß durch chemische Korrosion
dann durch Abschmelzen, Heißabrieb
und ebenfalls Abplatzungen statt.
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Eine
theoretische Möglichkeit,
die Infiltration feuerfester Steine zu minimieren und ihre Korrosionsbeständigkeit
sowie Verschleißfestigkeit,
insbesondere Abriebfestigkeit, zu verbessern, ist, ein möglichst
dichtes Werkstoffgefüge
vorzusehen. Ein dichtes Werkstoffgefüge hat jedoch grundsätzlich eine
verringerte Temperaturwechselbeständigkeit zur Folge, so daß eine hohe
Temperaturwechselbeständigkeit
und eine gleichzeitige hohe Dichte und damit Verschleißresistenz
nicht miteinander vereinbar sind.
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In
anderen Bereichen der Feuerfest-Industrie, beispielsweise bei der
Herstellung von Steinen für
Glaswannen, wird zur Herabsetzung der Porosität das feuerfeste Material schmelzgegossen,
wobei eine Porosität unter
5% erreichbar ist. Diese Technologie ist jedoch auf wenige Werkstoffe
beschränkt,
da hierbei, wegen der Erzeugung der Schmelzphase, hohe Prozeßtemperaturen
notwendig sind. Zudem können
derartige feuerfeste Werkstoffe nur in Bereichen mit geringer Temperaturwechselbeanspruchung
eingesetzt werden.
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Ferner
besteht die Möglichkeit,
feinste Pulver durch Sinterung so hoch zu verdichten, daß theoretisch eine
Porosität
ausgeschlossen werden kann. Eine großtechnische Erzeugung derartiger
feuerfester Formkörper
ist jedoch wegen der extrem hohen Brennschwindung, der extrem hohen
Mahl- und Zerkleinerungskosten und der extrem aufwendigen Herstellung
so gut wie ausgeschlossen.
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Zudem
ist es im Bereich der Stahlherstellung bekannt, feuerfeste Produkte
mit Porenfüllern,
insbesondere kohlenstoffhaltigen Porenfüllern, zu tränken. Dies
läßt sich
jedoch nicht in allen Bereichen der Anwendung feuerfester Werkstoffe
verwirklichen und ist zudem kostenintensiv.
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Auch
der Einsatz von Zusätzen
zum Zwecke einer Volumenzunahme während des Sinterns sowie der sogenannte
LANOX-Prozeß,
bei dem eine Metalloxidation aus der Schmelzphase stattfindet, sind
sehr kostenintensiv und nicht in allen Bereichen anwendbar.
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Für die Auskleidungen
von Zementdrehrohröfen
werden bis Temperaturen (Materialtemperaturen) von 1100°C Schamottesteine,
bis zu 1300°C
tonerdereiche Steine und oberhalb von 1300°C Magnesiasteine eingesetzt,
wobei zur Verbesserung der Temperaturwechselbeständigkeit es bekannt ist, dem
Magnesiastein Chromerz, Spinell oder Zirkonoxid zuzusetzen.
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Das
Verhältnis
von CaO zu SiO2 ist bei den Steinen auf
Magnesiabasis so eingestellt, daß neben Periklas auch Silikate
wie Merwinit (C3MS2)
oder Belit (C2S) anwesend sind. Alternativ
werden oberhalb von 1300°C
gebrannte Dolomitsteine eingesetzt, die im wesentlichen aus CaO
und MgO (Periklas) bestehen.
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Alle
diese Steinsorten weisen gegenüber
der Infiltration und chemischen Korrosion den Nachteil auf, daß durch
die hohe offene Porosität
von 14 bis 22 Vol.% und bis zu 30 Vol.% bei wärmedämmenden Schamotte- und Spezialsteinen
nur ein äußerst mangelhafter
Infiltrationswiderstand vorhanden ist. Ein weiterer gravierender
Nachteil ist die chemische Reaktionsbereitschaft der mineralischen
Steinkomponenten mit den infiltrierenden Salzschmelzen. So reagieren
die Schamotte- und tonerdereichen Steine mit dem K2O/Na2O-Anteil der Infiltrate je nach Al2O3/SiO2-Verhältnis zu
Feldspatvertretern, Feldspäten
oder zu β-Korund.
Die Folge sind Vorverschleiß durch
Abplatzungen. Die Magnesia- und Dolomitsteine reagieren mit SO32–, S– und
CO2 zu Sulfaten, Sulfiten, Karbonaten und
Spurriten, dies insbesondere der CaO-Anteil unterhalb von 1200 bzw.
900°C. Die
gebildeten, wenig feuerfesten Reaktionsprodukte sind beispielsweise
C4A3·SO3, 2 C2S·CaCO3, 2 C2S·CaSO4, K2SO4·2 CaSO4. Auch dies führt zur Versprödung und
damit zu vorzeitigem Verschleiß durch
Heißabrieb
bzw. durch Abplatzungen.
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Aus
der
DE 41 39 038 A1 sind
basische, fugenlose Feuerfestmaterialien bekannt, die im Wesentlichen aus
Magnesiaklinker bestehen mit einer auf Oxidäquivalente umgerechneten chemischen
Zusammensetzung von 65–96
Gew.-% MgO, 2,6–20
Gew.-% ZrO
2, 1,3–10 Gew.-% SiO
2,
höchstens
2 Gew.-% CaO, höchstens
0,5 Gew.-% Fe
2O
3 und
höchstens
1 Gew.-% Al
2O
3 und
einer Mineralzusammensetzung, die Periklas als Hauptbestandteil
und kubischen Zirkon und Forsterit als Nebenbestandteile enthält mit einer
scheinbaren Porosität
von höchstens
7% und einer Raummasse von mindestens 3,2 g/cm
3.
Unter anderem kann das bekannte Feuerfestmaterial aus einer Mischung
grobkörniger
Magnesia mit feinkörnigem
Sinterspinell und Bindemitteln bestehen. Diese werden als gegossene
Probekörper
oder Spritz- oder
Einpressmassen verwendet.
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Aus
der
DE 43 34 683 A1 sind
Feuerfestzusammensetzungen bekannt, die kontrollierte spannungs- und/oder
rissinduzierte Zonen enthalten, wobei diese Zonen aus dem gleichen
Ausgangsmaterial oder aus einer oder mehreren wesentlich im Ausgangsmaterial
enthaltenen Komponenten bestehen.
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Die
DE 1 471 261 C beschreibt
ein Verfahren zum Herstellen kristalliner Sinterglaskeramikkörper aus einem
Gemisch aus Aluminiumsilikatpulver und kristallinen anorganischen
Verbindungen, wobei das Gemisch erhitzt, gesintert und die Komponenten
der Mischung durch längeres
Verweilen bei der Sintertemperatur in Reaktion gebracht und dadurch
Kristallphasen gebildet werden. Dabei soll ein hochtonerdehaltiges
Silikatglaspulver verwendet werden, das 10–43 Gew.-% Magnesiumoxid als
kristalline anorganische Verbindung aufweist, wobei ein wachsender
Gehalt an Forsterit und Spinell auf Kosten von Cordierit und Anorthit
bei steigendem Magnesiumoxidzusatz ausgebildet werden soll.
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Aufgabe
der Erfindung ist es, einen feuerfesten Versatz bzw. feuerfeste
Formkörper
zu schaffen, der unter den genannten korrosiven Bedingungen und
in dem angegebenen Temperaturintervall einen erhöhten Infiltrationswiderstand
aufweist, nicht mit den komplexen Salzschmelzen reagiert und zudem
eine gute Temperaturwechselbeständigkeit
aufweist.
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Die
Aufgabe wird mit einem Versatz, insbesondere für einen feuerfesten Formkörper mit
den Merkmalen des Anspruch 1 und einen feuerfesten Formkörper mit
den Merkmalen des Anspruch 20 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen
sind in den jeweils hiervon abhängigen
Unteransprüchen
gekennzeichnet.
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Ferner
ist es eine Aufgabe, ein Verfahren zum Herstellen des feuerfesten
Formkörpers
zu schaffen. Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruch 37
gelöst,
vorteilhafte Ausführungsformen
sind in den davon abhängigen
Unteransprüchen
gekennzeichnet.
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Die
Erfindung wird anhand von Figuren beispielhaft erläutert. Es
zeigen dabei
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1 das
Dreistoffsystem MgO-Al2O3-SiO2;
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2 das
Dreistoffsystem gemäß 1 mit
der eingezeichneten chemischen Zusammensetzung des Grobkornanteils;
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3 das
Dreistoffzustandsdiagramm gemäß 1 mit
der eingezeichneten chemischen Zusammensetzung des Schmelzphasenbildners;
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4 das
Dreistoffzustandsdiagramm gemäß 1 mit
der eingezeichneten chemischen Zusammensetzung des Fein- bzw. Mehlanteils;
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5 das
Dreistoffzustandsdiagramm nach 1 mit den
eingezeichneten, bevorzugten chemischen Zusammensetzungsbereichen
des Schmelzphasenbildners;
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6 das
Gefüge
eines erfindungsgemäßen, feuerfesten
Formkörpers
in einer grob schematisierten Darstellung;
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7 das
Gefüge
gemäß 6 in
einer rasterelektronenmikroskopischen Aufnahme.
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Erfindungsgemäß weist
der einsatzbereite, feuerfeste Werkstoff eine grobkörnige, feuerfeste
metalloxidische Komponente, eine feine, feuerfeste metalloxidische
Komponente und eine Schmelzphase bzw. einen Schmelzphasenbildner
auf. Der feuerfeste Werkstoff bzw. Formkörper weist nach dem Brand eine
offene Porosität
von < 10 Vol.%
auf. Die Zusammensetzung des feuerfesten Werkstoffs befindet sich
im Dreistoffsystem MgO-Al2O3-SiO2 (1).
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Die
chemische Zusammensetzung des Grobkornanteils, welcher als sog.
Resistorkomponente wirkt, liegt im Bereich des Zusammensetzungsdreiecks
Periklas (MgO)-Spinell (MgAl2O4)-Forsterit
(Mg2SiO4) einschließlich der
Konoden, wie sie im Dreistoffzustandsdiagramm (2)
ersichtlich sind. Für
die Praxis bedeutet dies, daß beispielsweise
Sinter- und/oder Schmelzmagnesia und/oder Sinter-/Schmelzspinell
und/oder Forsterit (insbesondere in Form von Olivin) sowie jede
beliebige Kombination dieser Rohstoffe die Resistorkomponente ausbilden
kann.
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Der
Schmelzphasenbildner weist eine chemische Zusammensetzung auf, welche
alle Kombinationen der Oxide MgO, Al2O3 und SiO2 umfaßt, außer denjenigen,
deren Zusammensetzung innerhalb des Zusammensetzungsdreiecks Periklas
(MgO)-Spinell (MgAl2O4)-Forsterit
(Mg2SiO4) liegt
(3). Bevorzugt werden solche Zusammensetzungen,
wie sie im Dreistoffzustandsdiagramm (5) dargestellt
sind. Besonders vorteilhaft ist die Verwendung eines Schmelzphasenbildners,
der aufschmilzt und anschließend
glasartig erstarrt. Nach dem Abkühlen
sind die Werkstoffporen vollständig
oder teilweise mit einer Glasphase ausgefüllt.
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Der
Schmelzphasenbildner kann als eine mechanische Mischung der entsprechenden
Rohstoffe vorliegen, wobei diese Rohstoffe auch gemeinsam vermahlen
werden können,
sofern ihre Mahlbarkeit nicht so unterschiedlich ist, daß sich die
jeweiligen Rohstoffe in gröberen
bzw. feineren Kornfraktionen jeweils anreichern und somit eine Entmischung
bzw. eine inhomogene Mischung resultieren.
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Ferner
können
die den Schmelzphasenbildner bildenden Rohstoffe zerkleinert, vorgesintert
und nachzerkleinert werden und in dieser Form verwendet werden.
Ferner kann der Schmelzphasenbildner in Form einer sog. Fritte verwendet
werden, d. h. die Rohstoffe werden bereits zu einer Schmelze verarbeitet,
homogenisiert und anschließend
abgekühlt
und granuliert. Bei der Verwendung einer derartigen Fritte ist von
Vorteil, daß derartige
Fritten einen relativ geringeren Schmelzenergieaufwand benötigen.
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Entspricht
ein natürlich
vorkommendes Mineral in der Zusammensetzung dem gewünschten
Schmelzphasenbildner, können
auch derartige natürliche
Mineralien verwendet werden, wobei auch sog. Sinterrohstoffe wie
Cordierit, Schamotte oder Mullit eingesetzt werden können.
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Die
Phasenzusammensetzung des erfindungsgemäßen Werkstoffes bzw. der Resistorkomponente und
der Schmelzphase sind so gewählt,
daß – bei benachbarter
Anordnung der Schmelze zu den Kontaktstellen der Resistorkörner oder
im Bereich der größten Annäherung zwischen
Resistorkörnern – zwischen
der Resistorkomponente und der Schmelzphase lokal, vorzugsweise
im Kontaktbereich Resistorkorn-Resistorkorn eine
chemische Reaktion zwischen Schmelzphase und Resistorkomponente
ablaufen kann, d. h. die Resistorkomponente und die Schmelzphase
stehen in einem thermodynamischen Ungleichgewicht; bei diesen chemischen
Reaktionen im Kontaktbereich Korn-Korn werden dabei jedoch feuerfeste
Verbindungen bzw. Phasen gebildet. Hierdurch kommt es zu einer Ausbildung
von Brücken
zwischen den Resistorkörnern.
Die Resistorkomponente und der Schmelzphasenbildner sind dabei so
aufeinander abgestimmt, daß die
Zusammensetzung der neu gebildeten Phasen im Zusammensetzungsbereich
bzw. -dreieck Periklas (MgO)-Spinell (MgAl2O4)-Forsterit (Mg2SiO4) liegen. Hierdurch entstehen im Bereich
der Kontaktstellen der Körner
der Resistorkomponente bzw. im Annäherungsbereich dieser Körner, sofern
der Abstand nicht zu groß ist,
Verwachsungen. Infolge dieser Verwachsungen ist die Verbindung der
Grobkörner
der Resistorkomponente untereinander erheblich verbessert, wodurch
auch die mechanische und thermomechanische Festigkeit des Werkstoffs
deutlich erhöht
wird (6, 7).
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Zudem
wird ein Fein- bzw. Mehlanteil in den Werkstoff eingeführt, welcher
die Aufgabe hat, durch die Erhöhung
der Kornpackungsdichte zu einer höheren Verdichtung des Werkstoffs
zu führen.
Hierdurch wird der Schmelzgehalt erniedrigt, da auch mit der erzielten
höheren
Kornpackungsdichte ein Schritt hin zur vollständigen Gefügeverdichtung getan wird. Ferner
kann über
den Fein- bzw. Mehlanteil die Viskosität der Schmelze eingestellt
werden, wenn dies erwünscht
ist.
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Der
Feinanteil und der Schmelzphasenbildner sind erfindungsgemäß derart
aufeinander abgestimmt, daß der
Feinanteil und der Schmelzphasenbildner nicht unter Bildung von
neuen Phasen mit einem größeren spezifischen
Volumen reagieren. Eine derartige Volumensteigerung würde zur
Auflockerung des Werkstoffgefüges
führen.
Besonders bevorzugt ist es, wenn der den Feinanteil ausbildende
Rohstoff und der Schmelzphasenbildner derart aufeinander abgestimmt
sind, daß die
beiden Komponenten in einem thermodynamischen Gleichgewicht stehen.
Als besonders vorteilhaft hat sich gemäß der Erfindung herausgestellt,
wenn der Feinanteil eine Zusammensetzung aufweist, die im Bereich
der Konode Spinell (MgAl2O4)-Forsterit
(Mg2SiO4) einschließlich der
beiden Mineralphasen liegt (4). Vorzugsweise
liegt die Zusammensetzung auf der Konode einschließlich der
beiden genannten Minerale. Dabei hat es sich insbesondere gezeigt,
daß ein
hoher Spinellanteil eine Reduzierung der für die Verdichtung des Werkzeuggefüges notwendigen
Menge der Schmelzphase bewirkt.
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Als
besondere vorteilhafte Zusammensetzung des gesamten Werkstoffs hat
sich die folgende chemisch pauschale Zusammensetzung erwiesen:
MgO | 25–71 Masse-% |
Al2O3 | 20–66 Masse-% |
SiO2 | 9–32 Masse-% |
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Ferner
wird die Kornverteilung des Werkstoffs so gewählt, daß eine möglichst hohe Kornpackung erreicht
wird. Die erfindungsgemäß erforderlichen
Kornverteilungen und -anteile sind dabei wie folgt gewählt:
- – Resistorkomponente:
10 bis 90 Gew.% > 0,3
mm, vorzugsweise 30 bis 80 Gew.% > 0,3
mm, wobei ein Kornband von 0,5–6,5
mm, insbesondere 1–6
mm, bevorzugt 1–2
mm angestrebt ist;
- – Feinkornanteil:
5 bis 80 Gew.% < 0,2
mm, vorzugsweise 10 bis 60 Gew.% < 0,2
mm;
- – Schmelzphasenbildner:
5 bis 70% < 0,2
mm, vorzugsweise 10 bis 60 Gew.% < 0,2
mm.
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Es
hat sich herausgestellt, daß zur
Verbesserung der Festigkeit bei hohen Temperaturen (Druckerweichen)
ein Zusatz von MgO-Mehl zum Feinanteil (< 20 Gew.% bezogen auf den Feinanteil)
besonders vorteilhaft ist.
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Ferner
konnte herausgefunden werden, daß der Zusatz von sog. funktionellen
Zusätzen
vorteilhaft ist, wobei derartige funktionelle Zusätze insbesondere
sind: SiC, ZrO2, AlN, AlON, Si3N4, SiAlON, Cr, Cr2O3, Al, Mg, C.
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Diese
Zusätze
tragen zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, der Temperaturwechselbeständigkeit,
der Abriebfestigkeit, dem Druckerweichen und der Brennschwindung
bei. Überraschender weise
hat sich herausgestellt, daß es
möglich
ist, durch den Zusatz von SiC die Brennschwindung des Werkstoffs
zu steuern und voreinzustellen. So kann durch eine Variierung des
SiC-Gehalts von 0 bis 20% die Brennschwindung zwischen 5% und –2% (d.
h. Wachsen) gesteuert werden. Es ist somit gelungen, durch die Auswahl
der Rohstoffe und den Zusatz von SiC eine vorher nicht mögliche Dimensionsstabilität zu schaffen.
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Zudem
ist es überraschend
möglich, ähnlich wie
bei Glaskeramiken, jedoch mit einem völlig anderen chemischen System,
die Temperaturwechselbeständigkeit
dadurch zu verbessern, daß die
Temperaturdehnung des erfindungsgemäßen Werkstoffes auf die zu
erwartenden Einsatzbedingungen eingestellt werden kann und durch
eine spezielle Auswahl der Rohstoffe wärmedehnungsbedingte Festigkeitsverluste
auszuschalten.
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Insofern
kann durch eine Abstimmung der Rohstoffe und der jeweiligen Wärmedehnungen
der Rohstoffe die Wärmedehnung
des feuerfesten Materials bzw. Formkörpers auf ein Maß reduziert
werden, daß in den
Temperaturintervallen, in denen Temperaturwechsel stattfinden, die
dadurch hervorgerufene Dehnungen und Schrumpfungen derart weit reduziert
werden, daß die
Temperaturwechsel, auch wiederholt, ohne Schädigung überstanden werden.
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Die
Grundstoffe, die den erfindungsgemäßen feuerfesten Werkstoff ausbilden
sind dabei derart aufeinander abgestimmt, daß feuerfeste Mineralphasen
vorhanden sind, die mit den komplexen Salzschmelzen im Einsatz nicht
chemisch reagieren. Dies sind v. a. Spinell und Forsterit sowie,
in eingeschränktem
Maße,
Periklas, der im erfindungsgemäßen Werkstoff
durch Spinell und Forsterit umhüllt
(eingebettet) ist, wobei der Silikatanteil des Periklas erfindungsgemäß vorzugsweise
aus Forsterit und nicht aus Merwinit oder Belit besteht.
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Es
hat sich weiterhin überraschend
gezeigt, daß der
erfindungsgemäße feuerfeste
Werkstoff temperaturwechsel- und spannungswechselbeständig ist,
wobei erstmals der technologische Wider spruch zwischen hoher Temperaturwechselbeständigkeit
einerseits und hoher Dichtigkeit andererseits überwunden wurde. Ursache hierfür ist, daß erfindungsgemäß der Phasenbestand
aus Mineralphasen besteht, die solche Unterschiede in ihrem thermischen
Ausdehnungskoeffizient aufweisen, daß sich ihre thermischen Ausdehnungskoeffizienten
teilweise kompensieren und daß zudem
für die
Festigkeit ungefährliche
Mikrorisse im werkstoffgefüge
entstehen. Diese Mikrorisse können
aber die Temperatur- und Spannungswechsel-Beständigkeit günstig beeinflussen.
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Die
Eigenschaften der in den Grundstoffen vorliegenden Mineralien sind
im folgenden dargelegt:
| Dichte
(g/cm3) | WAK
(K–1 106) |
Periklas | 3,56 | 13,5 |
Spinell | 3,55 | 8,6 |
Forsterit | 3,126 | 10,2 |
Glasphase
aus dem | | |
System
MgO-Al2O3-SiO2 | 2,521 | 4,5 |
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Um
aus den zuvor beschriebenen Grundstoffen den erfindungsgemäßen Werkstoff
bzw. Formkörper herzustellen
sind mehrere Verfahrensabläufe
möglich.
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Zur
Herstellung eines Formkörpers
können
die Bestandteile in den bereits ausgeführten Anteilen miteinander
gemischt werden, wobei die Resistorkomponente, der Feinstanteil
und der Schmelzphasenbildner sowie ggf. Preßhilfsmittel und Binder, wie
beispielsweise Sulfitlauge, miteinander gemischt und anschließend gepreßt werden.
Die gepreßten
Grünlinge
werden anschließend
bei 90 bis 150°C,
beispielsweise 18 bis 30 Stunden lang getrocknet. Nach dem Trocknen
werden die Formlinge bei 1200 bis 1600°C ein bis zehn Stunden, insbesondere
jedoch in der kurzen Brenndauer von ein bis fünf Stunden gebrannt.
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Bei
einem weiteren vorteilhaften Verfahrensgang wird der nach obigem
Ablauf hergestellte Formkörper
nach dem Brennen mit dem Glasbildner nachinfiltriert. Hierbei wird
der Glasbildner in einem geeigneten flüssigen Medium als Emulsion
bzw. Suspension vorgelegt und die bereits gebrannten Formkörper werden
in diese Emulsion eingetaucht, wobei hierbei Druck angewendet werden
kann. Darüber
hinaus können
die Formkörper
auch vorher einem Vakuum ausgesetzt werden und anschließend die
Tränkung,
beispielsweise durch Fluten der Vakuumkammer, durchgeführt werden.
Die derart nachgetränkten
Formkörper
werden einem erneuten Nachtrocknungsvorgang unterzogen, um die Feuchtigkeit
aus dem Infiltrat auszutreiben, worauf sich ein relativ kurzer Brand
anschließen
kann, um die Glasphase auszubilden und fest im Porengefüge zu verankern. Es
ist ferner möglich,
anstelle eines erneuten Brandes diese Schmelzphasen erst durch die
Temperaturen am Einsatzort zu erzeugen.
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Das
Füllen
der Werkstoffporen kann auch durch Infiltration mit einem geschmolzenen
Glas durch Wirkung der Kapillarkräfte erfolgen. Dazu wird z.
B. eine Schicht aus einem vorgemischten bzw. vorgesinterten bzw.
vorgeschmolzenen Glasbildner auf die horizontale Steinoberfläche plaziert
und bei hohen Temperaturen zum Schmelzen gebracht. Durch Wirkung
der Kapillarkräfte
füllen
sich die Werkstoffporen mit der Schmelzphase. Diese Vorgehensweise
hat den Vorteil, daß eine
vollständige
Porenfüllung
in einem Prozeßschritt
möglich
ist. Auch ist das Füllen
der Poren von ungebrannten Steinen möglich.
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Eine
weitere vorteilhafte Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens
sieht vor, die Bestandteile Resistorkorn, Feinstanteil und Schmelzphasenbildner
zu mischen, wobei jedoch der Schmelzphasenbildner höchstens
in der Menge zugesetzt wird, die nötig ist, um eine optimale Ausfüllung aller
Leerräume
zu erhalten, jedoch möglichst
kein Schmelzphasenbildner zwischen den Resistorkörnern befindlich ist. Eine
derart hergestellte, quasi an Schmelzbildner "untersättigte" Mischung wird anschließend, wie
zuvor beschrieben, gebrannt und getrocknet und anschließend dem
Nachtränkungsschritt,
wie bereits beschrieben, unterworfen. Bei diesem Verfahren ist von
Vorteil, daß derartig
hergestellte Formkörper
eine höhere
Kaltdruckfestigkeit aufweisen, da durch das partielle Fehlen einer
Schmelzphase im Bereich der Resistorkornkontaktstellen an diesen
Kontaktstellen fest-fest Sinterreaktionen zwischen den Resistorkörnern stattfinden,
die eine höhere
Kaltdruckfestigkeit ermöglichen.
Im fertigen Produkt weist ein solcher Formkörper somit Bereiche auf, in
denen in den Kontaktbereichen keine Schmelze, dafür jedoch
eine fest-fest Sinterbrücke
entstanden ist, während
in Bereichen, in denen Schmelze anwesend war, eine "Naßsinterung" über die Schmelzphase erfolgte,
so daß die
bereits beschriebenen Brücken
in der Schmelzphase ausgebildet worden sind.
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Um
eine maximale Druckfestigkeit zu erlangen und dennoch, zumindest
in den äußeren Bereichen, eine
hohe Dichtheit des Steines zu bewirken, ist es darüber hinaus
möglich,
die Resistorkomponente und das Feinstkorn miteinander zu mischen,
ggf. unter Zusatz von Preßhilfsmitteln
zu verpressen, zu trocknen und zu brennen und diesen, eine für Feuerfeststeine übliche Porosität aufweisenden
Formkörper
anschließend
einer Nachtränkung
zu unterwerfen, wie sie bereits beschrieben wurde. Auch diese Nachtränkung umfaßt einen Trocknungsschritt,
wobei auch mehrere Tränkungs-/Trocknungsschritte
nacheinander durchgeführt
werden können,
um den Tränkungsgrad
zu erhöhen.
Derartige Formkörper
können
anschließend
einem erneuten Brand unterworfen werden oder erst unter Einsatzbedingungen – in situ – nachgebrannt
werden.
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Bei
den erfindungsgemäß hergestellten
Formkörpern
hat sich herausgestellt, daß – unabhängig von dem
beschriebenen Herstellungsverfahren, jedoch insbesondere und besonders
ausgeprägt
bei nachgetränkten
Formkörpern – die Steine
auch im gemauerten Verbund untereinander durch die Anwesenheit der Schmelzphase
eine dichte Oberfläche
ergeben, so daß ein
derartiges Mauerwerk auch in den Fugen relativ infiltrationsresistent
ist. Dies wird darauf zurückgeführt, daß der Schmelzphasenbildner
feuerseitig zähflüssig aufschmilzt
und durch Oberflächenspannung
die Fugen überbrückt, wobei
dies nur feuerseitig stattfindet und die Schmelzen dabei von der
Feuerseite wegführend
eine immer höhere
Viskosität
aufweisen, so daß diese feuerseitige "Verkittung" nicht so tief reicht,
daß der
Steinverbund durch einen zu starren Verbund bzw. erstarrte Schmelze
zwischen den Steinen lastwechselempfindlich werden würde. Mit
zunehmendem Abrieb bzw. Verschleiß der feuerfesten Ausmauerung
wird jedoch der zähflüssige Schmelzespiegel,
der in der Fuge feuerseitig anwesend ist, immer weiter in Richtung
Ofenmantel getrieben, so daß für die gesamte
Einsatzzeit eine solche "Verkittung" gewährleistet
ist.
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Es
ist somit erfindungsgemäß erstmals
gelungen, einen temperaturwechselbeständigen, dichten feuerfesten
Werkstoff zu schaffen, der in einem Temperaturbereich von 700 bis
1300°C eingesetzt
werden kann und der bei einer hohen mechanischen Festigkeit und
Abriebbeständigkeit
zudem sehr temperaturwechselbeständig
ist und der Infiltration und dem chemischen Verschleiß durch
aggressive Medien hervorragend widersteht.
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Dabei
ist von Vorteil, daß das
erfindungsgemäße Verfahren
bzw. der erfindungsgemäße Werkstoff
mit einer einfachen Technologie auf vorhandenen Anlagen mit gängigen Feuerfestrohstoffen
herstellbar ist, wobei der Werkstoff bei niedrigen Brenntemperaturen
von 1400 bis 1500 Grad Celsius und einer sehr kurzen Brenndauer
von ein bis fünf
Stunden herstellbar ist.
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Dabei
konnten überraschenderweise
die sich bisher ausschließenden
Eigenschaften der hohen Beständigkeit
gegen Alkaliinfiltration und Korrosion durch die hohe Dichte und
niedrige Porosität
einerseits sowie ein flexibles Gefüge und damit eine hohe TWB
auf der anderen Seite in einem feuerfesten Werkstoff vereinigt werden.
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Mögliche Einsatzgebiete
für diesen
neuen Werkstoff sind die Zementindustrie, die Glasindustrie – insbesondere
in mittleren Lagen der Regenerativkammern, Müllverbrennungsanlagen, Tiegel
für die
Aluminiumindustrie, Schmelzöfen
der Nicht-Eisenmetall industrie sowie die chemische Industrie in
Anlagen mit hohen Anforderungen an Gasdichtigkeit sowie der Bau
von Abgasanlagen wie Schornsteinen etc.
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Die
Erfindung wird anhand einiger Beispiele erläutert:
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Beispiel 1
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Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Sintermagnesia,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 38.5 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
38.5 Masse-%
Schmelzbildner Cordierit-Schamotte,
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
23.0 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 2.3 | (DIN
EN 993) |
Rohdichte
(g/cm3 ) | 2.89 | (DIN
EN 993) |
KDF
(MPa) | 77 | (DIN
EN 9935) |
Brennschwindung
(%) | 5.0 | |
TWB | > 20 | (DIN
pr EN 993-11) |
Gasdurchlässigkeit
(pm2) | 0.0 | (DIN
EN 993-4) |
Alkaliinfiltration | 1.7% | |
-
Die
Alkaliinfiltration wurde wie folgt bestimmt:
Ein Keramiktiegel
mit einem Stück
der zu untersuchenden Werkstoffprobe (ca. 20 g) wurde mit einem
Gemisch aus K2CO3 und
Na2SO4 (1:1) gefüllt und
mit einem Deckel abgedeckt. Der Tiegel wurde dann bei 1000°C 4 h lang
gebrannt. Die Alkaliinfiltration wurde aus der Gewichtsdifferenz
der Probe vor und nach dem Test bezogen auf das Ausgangsgewicht
der Probe in Prozent ermittelt.
-
Zum
Vergleich wurde dem Alkaliinfiltrationstest ein handelsüblicher
Magnesia-Spinell-Stein unterzogen. Die Steineigenschaften und die
Testergebnisse waren wie folgt:
Offene
Porosität | 18% | (DIN
EN 993) |
Rohdichte | 2.85
g/cm3 | (DIN
EN 993) |
Kaltdruckfestigkeit | 70
MPa | (DIN
EN 9935) |
Brennschwindung | 1% | |
TWB | > 20% | (DIN
pr EN 993-11) |
Alkaliinfiltration | 22% | |
-
Aus
der Gegenüberstellung
der Eigenschaften des erfindungsgemäßen Formkörpers und des handelsüblichen
Magnesia-Spinell-Steines werden die Vorzüge des neuentwickelten Werkstoffes
deutlich. Der neue Stein zeichnet sich durch eine sehr geringe offene
Porosität
und somit durch sehr geringe Werte der Alkaliinfiltration aus. Hervorzuheben
ist, daß der
erfinderische Stein trotz der geringen offenen Porosität eine sehr
gute TWB aufweist.
-
Beispiel 2
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Magnesia-Aluminium-Spinell
(66% Al2O3),
Kornfraktion
0.5–1
mm, Anteil 40.0 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0,09 mm, Anteil
10.0 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (66% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil 40.0 Masse-%
Schmelzbildner
Quarzmehl,
Kornfraktion < 0.1
mm, Anteil 10 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 1.2 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.95 |
KDF
(MPa) | 178 |
Brennschwindung
(%) | 6.0 |
TWB | 1–2 |
Gasdurchlässigkeit
(pm2) | 0.0 |
Alkaliinfiltration | 2.3% |
-
Beispiel 3
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Olivin,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 45 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
45 Masse-%
Schmelzbildner Cordierit,
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
10 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 2.1 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.84 |
KDF
(MPa) | 69 |
Brennschwindung
(%) | 3.0 |
TWB | > 20 |
-
Beispiel 4
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Olivin,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 41.6 Masse-%
Olivin, Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
20.9 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil 20.9 Masse-%
Schmelzbildner
Cordierit,
Kornfraktion < 0.1
mm, Anteil 16.6 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 110 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 3.7 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.67 |
KDF
(MPa) | 65 |
Brennschwindung
(%) | 4.8 |
-
Beispiel 5
-
Um
die Brennschwindung zu reduzieren, wurde dem Versatz ein Aluminiumpulver
zugesetzt.
-
Der
Versatz setzte sich wie folgt zusammen:
Sintermagnesia, Kornfraktion
1–2 mm,
Anteil
37.9 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78%, Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil 37.9 Masse-%
Schmelzbildner
Cordierit-Schamotte,
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil 22.7 Masse-%
Aluminiumpulver,
Kornfraktion < 0.045
mm,
Anteil 1.5 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 3.8 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.82 |
KDF
(MPa) | 71 |
Brennschwindung
(%) | 1.4 |
TWB | > 20 |
-
Beispiel 6
-
Um
die TWB zu verbessern, wurde dem Versatz ein feines monoklines Zirkonoxidoxid
zugesetzt.
-
Die
Mischung setzte sich wie folgt zusammen:
Magnesia-Aluminium-Spinell
(66% Al2O3),
Kornfraktion
0.5–1
mm, Anteil 36.4 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
9.1 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (66% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil 36.4 Masse-%
Schmelzbildner
Quarzmehl,
Kornfraktion < 0.1
mm, Anteil 9.1 Masse-%
Zirkonoxid, monoklin, Kornfraktion < 10 um,
Anteil
9.0 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 116°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 5.6 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.93 |
KDF
(MPa) | 195 |
Brennschwindung
(%) | 4.5 |
TWB | > 20 |
-
Beispiel 7
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Sintermagnesia,
Kornfraktion 1–2
mm,
Anteil 47.5 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78%
Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
26.6 Masse-%
Sintermagnesia Mehl, Kornfraktion < 0.1, Anteil 3.7
Masse-%
Schmelzbildner – vorgeschmolzenes
MAS-Glas
(20.5% MgO, 17.5% Al2O3,
62.0% SiO2),
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
22.2 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1500°C, 2 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 6.7 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.90 |
KDF
(MPa) | 73 |
Brennschwindung
(%) | 3.0 |
Gasdurchlässigkeit
(pm2) | 0.0 |
-
Beispiel 8
-
SiC-Einfluß auf die Brennschwindung
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Sintermagnesia,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 60 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
20 Masse-%
Sintermagnesia, Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil 5.2 Masse-%
Sinteralumina,
Kornfraktion < 0.045
mm, Anteil 4.4 Masse-%
SiC, Kornfraktion < 0.125 mm, Anteil 10.4 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 100°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 8.2 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.80 |
KDF
(MPa) | 83 |
Brennschwindung
(%) | –1.6 (Wachsen) |
TWB | > 20 |
-
Beispiel 9
-
Versatz mit Cr2O3
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Sintermagnesia,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 38.5 Masse-%
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
38.5 Masse-%
Schmelzbildner Cordierit-Schamotte,
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
23.0 Masse-%
Cr2O3,
Kornfraktion < 0.1
mm, Anteil 5.0 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 4 Masse-% Sulfitlauge als Binder in einem
Zwangsmischer homogen gemischt. Aus der Mischung wurden unter einem
Preßdruck
von 130 MPa Steine hergestellt. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h,
wurden die Steine einem Brand bei 1450°C, 5 h unterzogen. Nach dem
Brand wurden folgende Kennwerte ermittelt:
Offene
Porosität
(%) | 2.3 |
Rohdichte
(g/cm3) | 2.89 |
KDF
(MPa) | 77 |
Brennschwindung
(%) | 5.0 |
TWB | > 20 |
-
Der
Stein zeigt eine sehr gute Korrosionsbeständigkeit gegenüber den
Schlacken aus der Verhüttung von
Kupfererzen.
-
Beispiel 10
-
Stampfmasse
-
Es
wurde ein Versatz mit folgender Zusammensetzung hergestellt:
Sintermagnesia,
Kornfraktion 1–2
mm, Anteil 38.5 Masse-%,
Magnesia-Aluminium-Spinell (78% Al2O3),
Kornfraktion < 0.09 mm, Anteil
38.5 Masse-%
Schmelzbildner Cordierit-Schamotte,
Kornfraktion < 0.1 mm, Anteil
23.0 Masse-%
-
Die
Komponenten wurden mit 15 Masse-% Wasserglas angemacht und als eine
herkömmliche Stampfmasse
verarbeitet. Nach dem Trocknen bei 110°C, 24 h, war derart hergestellte
feuerfeste Zustellung einsatzbereit.
-
Beispiel 11
-
Nachgetränkter, hochgebrannter
Magnesia-Spinell-Stein Es wurde ein hochgebrannter Magnesia-Spinell-Stein
mit folgenden typischen Eigenschaften verwendet:
Al2O3 | 10% |
Fe2O3 | 0.5% |
CaO | 1% |
MgO | 88% |
Porosität offen | 18% |
Kaltdruckfestigkeit | 60N/mm2 |
-
Dieser
Stein wurde in einen Ofen eingebracht und ein pulveriger Schmelzphasenbildner
der folgenden chemischen Zusammensetzung auf eine plane, horizontale
Oberfläche
des Steins aufgebracht:
MgO | 20.5Gew.-% |
Al2O3 | 17.5Gew.-% |
SiO2 | 62Gew.-% |
-
Der
feuerfeste Formkörper
wurde zusammen mit dem Schmelzphasenbildner über eine Dauer von zwei Stunden
bei 1450°C
gehalten, wobei sich der Schmelzphasenbildner verflüssigte und
eine Infiltration durch Schwerkraft und Kapillarität erfolgte.
Nach der angegebenen Behandlungszeit wurde der Formkörper dem
Ofen entnommen und bei ruhender Luft abgekühlt.
-
Der
derart schmelzphaseninfiltrierte Stein war homogen und zeigte folgende
Kennwerte im Vergleich zum nicht-infiltrierten Referenzstein:
Magnesia-Spinell-Stein | Magnesia-Spinell-Stein |
Nicht
schmelzphaseninfiltriert | schmelzphasen |
| infiltriert |
Porosität offen
18% | 6% |
Kaltdruckfestigkeit
60 N/mm2 | 160
N/mm2 |
TWB > 20 | > 20 |
-
Die
Gegenüberstellung
dieser Ergebnisse zeigt, daß eine
signifikante Absenkung der offenen Porosität auf ein Drittel des Ursprungswertes
und somit eine starke Gefügeverdichtung
stattgefunden hat. Zudem kann ein deutlicher Anstieg der Kaltdruckfestigkeit
erzielt werden. Die schmelzphasen-infiltrierten Steine weisen dabei
eine gute TWB auf.
-
Eine
derartige Gefügeverdichtung
ist preßtechnisch
nicht zu erzielen.