一、添加Si粉结合SiC耐火材料(塔盘)的研制（论文文献综述）
王子昊,张婧,王珍,凌永一,高金星,刘新红[1]（2021）在《Al2O3-ZrO2-C质滑板材料的研究进展》文中研究表明从制备Al2O3-ZrO2-C质滑板材料所用的氧化物、炭素、防氧化剂等原料对性能的影响方面,总结归纳了Al2O3-ZrO2-C质滑板材料的研究进展,并对钙处理钢用滑板材料的未来研究方向进行了展望,期望为钙处理钢用滑板使用寿命的提高提供参考。
姚华柏[2]（2021）在《Al4SiC4在镁碳体系中的高温行为及低碳镁碳砖的研制》文中研究指明近年来,随着超低碳钢和洁净钢冶炼需求的不断增加,对镁碳砖提出了更高的要求。为不向钢水中增碳,以及综合考虑钢水洁净度、冶炼热损耗和使用寿命,降低碳含量已成为镁碳砖发展的重要方向。然而,碳含量降低会引发一系列的问题,如易氧化、抗侵蚀能力下降、使用寿命降低等。Al4SiC4材料具有优异的抗氧化、抗侵蚀性能,常温下物理化学性质稳定;将其引入低碳镁碳砖,有望弥补镁碳砖因石墨含量减少而导致的相关性能下降等问题,从而得到较为出色的使用性能。为此,论文首先以金属Al粉、金属Si粉和炭黑为原料,采用固相反应烧结法合成出了纯净的Al4SiC4粉体,并对其合成机制进行了热力学计算和理论分析;而后对其在空气和MgO-C体系下的高温抗氧化性和稳定性等进行了研究;当反应温度达到1500℃时,能够得到较为纯净的Al4SiC4粉体。Al4SiC4粉体在空气条件下的氧化开始于850℃,当温度在1200℃以下时,Al4SiC4的氧化主要是Al4SiC4表面的Al元素先行被氧化,导致Al4SiC4表面的Al元素含量减少,内部Al元素向外迁移,引起了 Al4SiC4结构的坍塌、劣变,而Si元素在此演变过程中较Al元素稳定,未被氧化而维持SiC结构;当温度高于1200℃时,随着表面结构中Al元素的氧化和结构坍塌,Si元素也明显被氧化,SiO2的生成量不断提高,导致增重加剧,同时氧化产物进一步反应生成莫来石。热力学计算表明,在MgO-C体系中,随着温度的升高,体系内的CO（g）的分压不断升高,O2（g）的分压不断降低;在该氧分压下,Al4SiC4将被氧化,发生一系列反应。当反应温度低于1400℃时,Al4SiC4氧化的产物趋向于形成Al2O3-Al6Si2O13-C体系;而当温度继续升高时,Al4SiC4氧化的产物则趋向于Al2O3-SiC-C 体系。通过对添加Al4SiC4的镁碳体系在1400～1600℃的分析,发现试样中的MgAl2O4的数量和晶粒的尺寸也有所增加,在1600℃的氧化温度下出现了SiC的衍射峰,这与热力学计算的结果是相符合的。试样中MgAl2O4的生成进一步强化了 MgO-C体系的力学性能,降低气孔率,提升抗氧化和抗侵蚀性能。鉴于Al4SiC4的合成成本以及镁铝尖晶石的生成对低碳镁碳砖性能的积极作用,在对低碳镁碳砖中引入不同含量Al4SiC4的研究之前,对低碳镁碳砖的微结构进行了优化实验,即通过尖晶石物相控制镁碳砖的微结构和抗熔渣渗透性。为此,分别以α-Al2O3微粉、板状刚玉和电熔镁铝尖晶石等为添加剂进行了系列实验,最终优化得到α-Al2O3微粉的添加量为4wt%时,低碳镁碳砖表现出最优的使用性能。在此基础上进行了 Al4SiC4不同添加量对低碳镁碳砖性能的影响。当Al4SiC4的添加量为8wt%时,低碳镁碳砖的抗氧化性和抗熔渣侵蚀性能都得到了提升。将添加Al4SiC4为8wt%的低碳镁碳砖进行工业化制备,并在国内某钢厂210吨钢包精炼炉进行工业应用试验。尽管该试验的低碳镁碳砖的碳含量仅为3wt%,却达到了碳含量为12wt%的传统镁碳砖的使用效果,抗熔渣侵蚀性和抗渗透性表现都很好,使用寿命达到了 50次。添加Al4SiC4的低碳镁碳砖在转炉、精炼钢包等具有非常大的应用潜力和商业价值。
夏淼[3]（2021）在《煤气化用金属复合SiC-MA绿色材料的制备及性能研究》文中研究说明煤气化绿色发展迫切需要炉衬材料的无铬化。前期研究表明,SiC-MgAl2O4材料是一种具有较好应用前景的气化炉用无铬化耐火材料,但碳化硅和尖晶石由于成键方式等差异,致使所制备的复合材料力学强度低,制约了该复合材料作为新型无铬化炉衬耐火材料的应用。本研究以碳化硅骨料和和镁铝尖晶石细粉为主要原料,创新性的在基质中引入单质硅粉或金属铝粉,通过氮化处理形成氮化物及金属碳氧化物结合,显着改善了SiC-MgAl2O4复合材料的性能。本文系统研究了不同金属粉的加入量及氮化烧成温度对SiC-MgAl2O4复合材料力学性能、抗煤熔渣侵蚀性能的影响,主要得出如下结论:（1）添加单质硅粉经高温氮化烧成后,SiC-MgAl2O4复合材料含有较多氮化物纤维,提高了材料的致密化程度,与未引入单质硅粉的试样相比,材料的常温和高温力学强度均有显着改善,强度提升了930%。分析发现,金属硅粉在0-8wt%的范围,材料在1400℃氮化处理时,随加入量的提高,氮化物纤维含量增加,试样增重也随之增大,力学强度提高。在1350～1600℃,随氮化烧成温度的升高,氮化物纤维含量先增高后降低,当烧成温度高于1500℃纤维状增强相逐渐消失。综合分析认为单质硅粉的添加量为8wt%,1 400℃保温4h氮化烧成为最佳制备条件。（2）添加金属铝粉经高温氮化烧成后,基质中形成MgAl ON、Al-O-C及Al-O-C-N等多种金属碳氧氮化合物增强相,材料致密化程度、常温和高温力学强度均有显着改善,高温强度提高了4000%。分析发现在金属铝粉加入量在0～8wt%的范围变化时,材料在1450℃氮化处理时,随加入量增加,纤维状增强相含量先增加后减小,体积密度、高温抗折强度同样表现为先增大后减小。在1400～1600℃温度范围,随氮化烧成温度的提高,纤维状增强相含量先增加后减小,而片状增强相含量则逐渐增加,试样的质量变化率和烧后线变化率变化不明显;常温/高温抗折强度则表现为先增大后减小。综合分析认为:金属铝粉的添加量为4wt%,1450℃保温4h氮化烧成为最佳制备条件。（3）采用静态坩埚法于1500°C下,研究了无添加的A0试样、含4wt%铝粉A4试样以及含8wt%单质硅粉S8试样的抗煤渣侵蚀性能。实验表明,煤渣对3种试样均无明显侵蚀反应,但三种材料抗煤熔渣的渗透性能有差异明显,A0、S8、A4试样的渗透层厚度分别为12mm、2mm和<1 mm,这充分说明,单质硅粉和金属铝粉的引入,均可显着提升材料的抗煤渣渗透性能。分析其抗渗透的机理认为,添加Si的试样中原位形成β-Sialon、O’-Sialon,添加Al的试样中原位形成的MgAl ON等氮化物相,这些非氧化物与煤熔渣的接触角大,不易被熔渣润湿,从而阻止了熔渣在材料中的渗透,减少了基质中镁铝尖晶石在煤熔渣中的溶解,特别是MgAl ON不会与熔渣中的Ca O、Al2O3、Si O2反应,渗透得到显着抑制。材料抗渗透性能的提高,可显着改善材料的抗热剥落性能。（4）采用回转抗渣试验模拟煤气化应用环境,研究对比了添加金属铝粉改进后的复合材料与改进前未添加单质的SiC-MgAl2O4材料,以及高铬和铬刚玉材料的抗渣性能;结果表明:两种无铬的SiC-MgAl2O4材料具有较好的抗渣渗透性和抗热震性,添加金属铝的SiC-MgAl2O4材料抗渣侵蚀性能更佳,侵蚀量更低;而含铬材料（高铬材料和铬刚玉材料）存在严重的渗透和横裂纹及十字裂纹。上述试验研究表明,添加金属铝粉,不仅能够提高SiC-MgAl2O4材料的高温力学性能,改善材料的抗热震性,而且材料的抗煤熔渣渗透性和抗侵蚀性优异,是一种非常有前景的煤气化用无铬绿色耐火材料。
高陟,马北越[4]（2021）在《低碳MgO-C耐火材料性能优化研究进展》文中认为MgO-C耐火材料的低碳化有利于减少耐火材料对钢水的增碳作用,降低不可再生资源的使用量,符合绿色冶金宗旨。围绕低碳MgO-C耐火材料的抗热震性、抗氧化性、抗渣侵蚀性3个关键性能,综述了国内外学者在低碳MgO-C材料性能优化取得的研究进展。最后,对低碳MgO-C耐火材料的发展方向进行了展望。
司瑶晨[5]（2020）在《SiC-CA6复合材料的抗煤渣侵蚀性能研究》文中认为现代煤气化技术是煤炭清洁高效利用的关键技术,其中水煤浆气化技术占据50%以上。作为水煤浆气化技术的主要设备,水煤浆气化炉中应用最广的内衬材料是高铬材料（Cr2O3-Al2O3-ZrO2砖）,Cr2O3是一种容易变价的氧化物,尽管Cr3+无毒,但Cr2O3在生产和使用过程中可能会转化成Cr6+,Cr6+会对水源、土壤及人体健康等产生不利影响。因此,研究开发无铬替代材料对水煤浆气化炉用内衬材料的绿色发展具有重要意义。SiC材料具有高熔点（2827℃）、高硬度、耐磨损、耐化学腐蚀等特点,而CA6材料的高温力学性能优良,在还原性气氛和碱性环境中的化学稳定性优良,SiC材料和CA6材料的复合可能是潜在的水煤浆气化炉用无铬材料之一。但目前对SiC-CA6复合材料的制备和性能提升,特别是对其能否抵抗气化炉渣的侵蚀等方面的研究较少。因此本课题以SiC-CA6复合材料为主要研究对象,系统研究了烧成温度对SiC-CA6复合材料的物相组成、力学性能及显微结构的影响;在此基础上选取性能较优的试样,采用静态坩埚法对SiC-CA6复合材料进行了煤熔渣的侵蚀实验,分析了煤熔渣对SiC-CA6复合材料的侵蚀机理;分别采用静态坩埚法和回转抗渣法对比了SiC-CA6复合材料与含铬材料（高铬材料、铬刚玉材料）和无铬材料（SiC-MgAl2O4复合材料）的抗渣性能。通过以上研究,可得出如下主要结论:（1）在埋碳气氛下,SiC-CA6试样的烧成主要受特定温度（1300-1650℃）下SiC氧化产物的影响;当烧成温度不超过1500℃时,SiC氧化产物主要为SiO2,部分SiO2会与基质中的CA6反应生成CAS2造成材料的膨胀与增重,试样未开始烧结,致密度和力学强度的变化不明显;当烧成温度高于1500℃时,试样中的SiC开始发生缓慢的活性氧化,质量减少,同时CAS2熔化为液相促进了试样的烧结,试样的显气孔率急剧减小,体积密度提高,试样的力学强度急剧增加;但当烧成温度高达1650℃时,因试样中SiC的活性氧化程度增大,以及新生成的CA6从液相中析出,使得试样的气孔率增加,致密度下降。综合对比认为1600℃是该复合材料较优的烧成温度,该温度下SiC的活性氧化较少,SiC-CA6复合材料具有较低的气孔率（16.1%）,较高的体积密度(2.75 g·cm-3)和常温抗折强度（7.6 MPa）。（2）采用静态坩埚法（埋碳气氛,1500℃保温3 h）下对SiC-CA6复合材料进行了抗渣试验,结果表明高温下熔渣对SiC-CA6复合材料的侵蚀和渗透均不明显;显微结构分析发现,渣中的FeO被CO气氛和砖中的SiC还原,在渣/砖界面处生成Fe-Si合金,渗入试样的熔渣与SiC的氧化产物SiO2、基质中的CA6反应生成CAS2填充在试样的气孔中,使得反应层结构致密。由于渗入渣与砖中组分的反应改变了局部区域渣的组成和性质,抑制了煤熔渣向试样内部的渗透。（3）分别通过静态坩埚法和回转抗渣法对比了SiC-CA6复合材料与高铬材料、铬刚玉材料和SiC-MgAl2O4复合材料的抗渣侵蚀性能。1500℃的静态坩埚实验结果表明,4种材料均具有极好的抗熔渣侵蚀性能,除铬刚玉材料有微弱的侵蚀外,其他3种材料几乎未受任何侵蚀;而在抗熔渣渗透方面,SiC-CA6复合材料显着优于其他3种材料。1600℃的回转抗渣试验结果表明,SiC-CA6复合材料蚀损较为严重,分析原因可能是SiC-CA6复合材料的常温和高温力学强度相对较低,熔渣和气流的机械冲刷对其破坏影响更大;对残砖的显微结构分析表明,该试验条件下SiC-CA6复合材料仍表现出了比含铬材料更优异的抗渣渗透性能。
安建成[6]（2020）在《矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究》文中研究表明铝矾土是我国的战略资源,合成矾土基莫来石为我国丰富的铝矾土资源提供了综合利用的有效途径,但目前合成的矾土基均质莫来石应用过程中存在热态结合强度低、抗热震性较差以及不耐侵蚀等弱点。在莫来石材料中引入SiC,可弥补其不足,但目前采用外加SiC或碳热还原原位生成SiC的方法,存在机械混合不均匀、烧结难度大或工艺复杂、成本高、不易产业化的缺点。为此,本工作以合成矾土基均质莫来石骨料和细粉为主要原料,以酚醛树脂为结合剂,引入Si粉,利用Si高温还原气氛下原位生成非氧化物晶须的新方法来制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料,工艺简单、成本低、可实现工业化大规模生产。研究了Si粉加入量、温度以及添加物（Al、Zn和SiC粉）对复相材料组成、结构和性能的影响规律,并探讨了莫来石中杂质对Si反应和SiC晶须生长的催化机理,SiC和O’-Si Al ON在复杂体系中的生长机理,以及晶须状SiC和O’-Si Al ON对复相材料增强增韧机理等,研究结果如下:在矾土基莫来石体系中引入Si粉,在高温埋炭条件下,Si可与C、CO、N2等反应,生成非氧化物SiC和O’-Si Al ON晶须,从而制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料。SiC和O’-Si Al ON晶须填充气孔,并与莫来石直接结合,使复相材料结构致密、强度高,材料具有较好烧结性能。莫来石中的Fe2O3、Ti O2杂质可促进Si反应及催化晶须状SiC和O’-Si Al ON生长,不需外加催化剂,可形成材料内的自催化。SiC和O’-Si Al ON晶须的生长机制为VS和VLS。在引入Si粉的基础上,添加适量（1-2%）的Al、Zn和SiC粉,有助于Si反应生成晶须状SiC和O’-Si Al ON,并提高复相材料的致密度和强度。其原因在于添加物在高温下可增加试样中气相压力,促进气相传输、反应。而过量添加物使试样中气相压力过大而逸出,致使复相材料结构疏松,降低其烧结性能。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有较高的高温力学性能和优良的抗热震性,其高温强度和抗热震性分别比莫来石砖提高10倍和2倍以上,Si粉的较佳加入量为10%。高温强度和抗热震性提高的原因在于SiC和O’-Si Al ON与莫来石基体形成直接结合,起钉扎、锚固作用,增强效果显着;SiC和O’-Si Al ON晶须形成交叉连锁的网络结构,断裂时SiC和O’-Si Al ON晶须桥连、拔出以及裂纹偏转等,消耗大量断裂功,增韧效果显着。在引入Si粉的基础上,引入适量Al粉,材料中除形成晶须状SiC和O’-Si Al ON外,还生成针状Al N,且引入Al有助于非氧化物晶体发育长大,增强作用显着,高温强度提高80%。引入少量Zn（<1%）对复相材料高温机械性能影响不大,过量Zn粉会劣化材料高温性能,原由是Zn在高温下以气态逸出,破坏材料结构。引入1-5%的SiC粉,材料高温力学性能变化不大,抗热震性明显提高,主要由于SiC总量增加。矾土基莫来石砖抗碱侵蚀性较差,引入Si粉制备的复相材料具有良好的抗碱侵蚀性能。与莫来石材料相比,复相材料1100℃、1300℃碱侵蚀质量增重逐渐减小,强度增加。侵蚀层结构致密,试样内部SiC和O’-Si Al ON仍然存在,且其形貌与碱侵蚀实验前相同。再引入Al、Zn、SiC粉体后,复相材料均表现出良好的耐碱性,引入适量Al、Zn粉有助于进一步提高复相材料的抗碱侵蚀性能,而引入SiC后复相材料的抗碱侵蚀性能略有降低。碱侵蚀的过程为:在活性较高的碱介质中,莫来石、Si Al ON和SiC首先与CO反应生成刚玉和石英相,然后K或K2O再与刚玉、石英或者直接与莫来石反应生成钾霞石、白榴石和高钾玻璃相,进而使复相材料遭到侵蚀。复相材料耐碱性改善的机理是试样中的SiC和O’-Si Al ON对结构的增强作用及其体系碱侵蚀后形成的钾玻璃相使材料结构致密化,阻碍了碱进一步进入试样内部。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有优良的抗氧化性,其氧化特性为保护性氧化,即氧化时复相材料表面的O’-Si Al ON和SiC先氧化,氧化产物Si O2与莫来石中杂质形成玻璃膜,封闭气孔,阻碍氧气进入试样内部;氧化产物Si O2和Al2O3反应可形成含莫来石的致密保护层,可减少氧气进入试样。引入适量的Al、Zn和SiC粉,可提高复相材料的抗氧化性。
王慧芳[7]（2018）在《低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究》文中研究指明β-SiC结合SiC耐火材料（自结合SiC耐火材料,下同）具有优异的机械性能,热震稳定性及化学稳定性,被广泛应用于钢铁及有色冶炼行业的关键部位。但传统的向结合SiC耐火材料存在着制温度高和难结合的问题。本文首先以膨胀石墨和Si粉为原料,以原位生成的Fe、Co及Ni过渡金属纳米颗粒为催化剂,以Isobam-104为保护剂,采用低温催化反应的方法合成了 3C-SiC（Cubic-SiC,即β-SiC,下同）粉体,研究了反应温度、催化剂种类及加入量、保护剂加入量和膨胀石墨墨/Si摩尔比等对合成3C-SiC粉体的影响,应用第一性原理计算探讨了催化剂催化膨胀石墨与Si反应合成3C-SiC的机理。接下来,又以膨胀石墨和正硅酸乙酯（TEOS）为原料,以Fe、Co及Ni的过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,采用低温催化碳热还原反应工艺合成了3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体,研究了反应温度、催化剂种类及加入量和膨胀石墨/SiO2摩尔比等对合成3C-SiC粉体的影响,对所合成粉体的水润湿性能进行了表征,并探索了一步合成3C-SiC/多层石墨烯复合粉体在结构陶瓷及SiC耐火材料中的应用。最后,采用原位低温催化反应制备了自结合SiC耐火材料,研究了催化剂的加入对其高温性能的影响。得出的主要结论如下:（1）以膨胀石墨和Si粉为原料,加入1wt%的Fe或者3wt%的Co或Ni催化剂时,3C-SiC的完全反应温度可降低至1573K 并且可以在膨胀石墨上原位生成粒径在20nm以下的纳米催化剂颗粒,而相同条件下无催化剂的试样只生成了50wt%的3C-SiC。第一性原理的计算表明,过渡金属纳米颗粒与反应物之间强的相互作用削弱了反应物中C-C键、Si-O键及C-O键自身的结合强度,从而促进了3C-SiC的成核和生长。（2）先以膨胀石墨为碳源,以过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,以TEOS为SiO2前驱体制备了含催化剂前驱体和膨胀石墨的SiO2干凝胶,然后再经碳热还原催化反应一步合成了3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体。Fe、Co和Ni催化剂的引入对膨胀石墨和SiO2碳热还原反应合成3C-SiC粉体均有明显的催化作用。加入0.5wt%的Fe或1wt%的Co（或Ni）为催化剂时,膨胀石墨和SiO2完全反应生成3C-SiC的温度可以降低到1673K,而相同条件下无催化剂的试样中仅生成了9wt%的3C-SiC。原料中膨胀石墨适当过量时,复合粉体中原位生成的多层石墨烯的厚度约为3.5nm;与石墨相比,其与水的润湿性有显着提高;加入催化剂时所制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷和3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料的性能优于无催化剂加入的试样,且多层石墨烯未见团聚。（3）以Si粉、膨胀石墨和不同粒度的SiC颗粒为原料,过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,在Ar气氛下,经1473～1773K催化反应后制备了自结合SiC耐火材料。催化剂的加入可使其完全反应温度降低至1573K,该温度比无催化剂时降低了约100K。以Fe为催化剂且结合相3C-SiC的原料（膨胀石墨与Si粉）加入量为1 5wt%时,1573K/3h反应后所得试样的力学性能最优,是相同条件下无催化剂时试样的2倍以上。以Ni和Co为催化剂时的结果与以Fe为催化剂时相似。（4）加入催化剂时所制备自结合SiC耐火材料的高温抗折强度和弹性模量是无催化剂时试样的2倍左右;氧化前期和氧化中期的氧化反应表观活化能是无催化剂时的1.5倍左右;当热震温差为1075K时,加入催化剂时自结合SiC耐火材料的残余强度保持率是无催化剂时试样的2倍以上。催化剂的加入在降低反应温度的同时也有利于3C-SiC晶须的生成。原位生成的3C-SiC晶须交叉分布,形成网络状结构,提高了自结合SiC耐火材料的性能。
王军凯[8]（2018）在《碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用》文中研究表明本文先分别以Fe、Co及Ni单/双金属纳米颗粒为催化剂,采用催化热解酚醛树脂的方法制备了碳纳米管,研究了温度、催化剂种类和用量及升温速率等对碳纳米管生长的影响,并采用密度泛函理论（DFT）计算了主要碳源乙烯分子（C2H4）在Fe、Co及Ni单/双金属纳米团簇上的带电量和键长变化、碳纳米管生长过程中的化学势变化和碳纳米管与Fe、Co及Ni单/双金属纳米团簇的结合能;同时采用分子动力学（MD）计算了Fe和Ni纳米团簇的熔点,并依据DFT和MD的计算结果,探讨了实验条件下碳纳米管的生长机理。而后,又以Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,分别采用常规加热和微波加热两种方法催化Si粉碳化制备了碳化硅粉体,研究了温度、催化剂种类和用量、保温时间及硅源等对制备碳化硅粉体的影响,并依据DFT的计算结果探讨了Fe、Co及Ni纳米颗粒催化Si粉和SiO2转化为Si C的机理。最后,又以Fe、Co及Ni为催化剂,采用原位催化的方法制备了碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料,并研究了其常温物理性能和高温力学性能。研究结果表明:（1）以酚醛树脂为原料,以硝酸铁、硝酸钴及硝酸镍为催化剂前驱体,催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的最佳工艺条件为:Fe催化剂的用量为0.751.00wt%,静态氩气氛,10731273K热解3h。所生成碳纳米管的长度可达几十至几百微米。DFT和MD的计算结果表明,Fe、Co和Ni催化剂纳米团簇会向碳源C2H4分子转移电子,促进C2H4的分解,进而促进碳纳米管的生长;在碳纳米管的生成过程中,最难的步骤是碳5元环的形成,之后其合成过程将自发进行。Fe纳米团簇的熔点比Co及Ni高,是制备高长径比碳纳米管的最佳催化剂。（2）以酚醛树脂为原料,以含Fe、Co及Ni的双金属纳米颗粒为催化剂,在静态氩气氛下,催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的最佳工艺条件如下:加入0.751.00wt%的Fe50Co50双金属为催化剂,10731273K热解3h。所生成碳纳米管的数量优于相应的单金属催化剂。DFT计算结果表明,FeCo、FeNi和Co Ni双金属催化剂均可促进C2H4的分解,最终促进碳纳米管的生长。高温下Fe Co纳米催化剂催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的效果优于FeNi及Co Ni催化剂。（3）以酚醛树脂为碳源、硅粉为硅源,Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,常规加热催化碳化反应制备碳化硅超细粉体的最佳工艺条件为:1523K反应3h,加入1.5wt%的Co或Fe为催化剂。所合成β-SiC粉体的粒径约为100nm。催化剂的加入使硅粉完全碳化的温度降低了50100K。β-Si C晶须的生成主要遵循固–液–气–固生长机制,晶须的直径约为几十纳米,长度可达数微米。（4）以硅藻土代替Si粉,以酚醛树脂为碳源,采用Fe、Co及Ni纳米颗粒催化碳热还原反应制备碳化硅粉体的最佳工艺条件为:以1.0wt%的Fe为催化剂,1673K反应3h,所合成β-Si C粉体的粒径均在纳米或微米级。该合成温度比传统的碳热还原工艺至少降低了200K。DFT计算结果表明,Fe、Co及Ni纳米催化剂的存在促进了Si-O键的断裂,加快了SiC的生成。（5）以酚醛树脂为碳源、硅粉为硅源,Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,微波加热催化碳化反应合成碳化硅纳米粉体的最佳工艺条件为:加入2.0wt%的Fe为催化剂,1373K反应0.5h。与常规加热相比,微波加热可使碳化硅的合成温度降低100150K,反应时间缩短2.5h。Fe纳米颗粒的催化效果优于Co和Ni。DFT计算结果表明,Fe、Co及Ni纳米颗粒催化剂首先会与Si形成合金,进而促进Si粉的解离;另外,催化剂的加入也促进了C原子在Si粉上的吸附。DFT的计算结果与实验结果完全吻合。（6）以掺入Fe、Co及Ni催化剂的酚醛树脂为结合剂,以不同粒度的氧化镁颗粒、硅粉及鳞片石墨为原料,在氩气气氛下,原位催化热解酚醛树脂制备了碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料。催化剂Fe的引入促进了碳纳米管和碳化硅晶须的生成,显着地提高了耐火材料的力学性能。当Fe催化剂的加入量为0.50wt%时,试样的抗折强度和耐压强度最大,分别为10.1MPa和70.7MPa。相比之下,未加入催化剂制备的低碳MgO-C耐火材料的抗折强度和耐压强度则分别为8.5MPa和60.5MPa。所制备耐火材料的高温抗折强度在1473K时达到最大,约为14.4MPa,比相同条件下未加催化剂的试样高19.0%。
张洋[9]（2018）在《晶体硅切割粉料在钢铁冶炼过程中的利用研究》文中进行了进一步梳理针对晶体硅切割粉料回收方法存在工艺复杂、环境污染大及处理成本高等问题,本研究提出在钢铁冶炼过程中对晶体硅切割粉料加以回收利用。通过对晶体硅切割粉料的物理、化学分析发现:粉料的主要成分是SiC（47.8%,质量分数,下同）、Si（22.9%）、SiO2（21.4%）和铁的氧化物（7.9%）,其颗粒的尺寸分布范围是1.0～23.8 ltm,且粉料中的大颗粒为SiC,小颗粒为Si、SiO2和铁的氧化物。在钢铁生产过程中,炮泥和脱氧剂的生产原料需要大量的Si与SiC,且热力学分析表明粉料用做炮泥和炼钢脱氧剂的生产原料是可行的。一、本研究通过实验来考察粉料用做炮泥生产原料的效果,并测定添加量为0、5%、10%和15%时炮泥的性能指标变化。结果表明:（1）随着粉料添加量的增多,炮泥的显气孔率依次为38.76%、28.31%、21.47%和18.75%;体积密度依次为 1.73 g/cm3、1.99 g/cm3、2.17 g/cm3和2.18 g/cm3;耐压强度依次为 5.40 MPa、12.70 MPa、17.51 MPa 和 19.11 MPa;抗折强度依次为 8.45 MPa、9.98 MPa、10.95 MPa 和 12.80 MPa;线变化率依次为-0.43%、-0.86%、-1.81%和-2.74%;侵蚀量依次为0.46 mm、0.34 mm、0.21 mm和0.08 mm,炮泥的性能得到一定改善。（2）对烧后的炮泥进行XRD分析表明,粉料添加量变化对炮泥主体成分影响不大,与理论分析一致;SEM分析表明,随着粉料添加量的增多,炮泥表面逐渐致密化且孔洞数量大幅度降低,这说明粉料粒度较小,可以填充进炮泥孔洞,改善其显气孔率与体积密度,从而间接影响抗弯、抗折强度及侵蚀量;EDS分析表明,随着粉料添加量的增多,炮泥中的莫来石含量逐渐增多,抑制了蓝晶石的分解膨胀反应,使得线变化率逐渐增大。二、通过实验考察了粉料用做炼钢脱氧剂的效果,并测定了添加量为1.5 g/kg和2.5 g/kg时对脱氧速率和钢样夹杂物的影响。结果表明:（1）随着粉料添加量的增多,脱氧速率逐渐加快,添加1.5 g/kg粉料时,脱氧速率依次为 1.032× 10-4/min、3.6×10-6/min、6.3×106/min和 4.3×10-6/min;添加 2.5 g/kg 粉料时,脱氧速率依次为1.072×104/min和2.16×10-5/min,并在9 min时达到脱氧平衡;微观分析可知,添加1.5 g/kg粉料脱氧后,钢样表面的夹杂物分布均匀,且半径小、数量多;添加2.5 g/kg粉料脱氧后,钢样表面的夹杂物亦均匀分布,但半径大,数量少。（2）动力学分析表明,脱氧前期粉料脱氧速率较快,这是因为前期粉料在钢液中的浓度较大,反应的推动力较强;由斯托克斯公式可知,脱氧产物的上浮速度与其半径有关,添加2.5 g/kg粉料时,脱氧产物的形核界面较多,产物易聚集且形成半径较大脱氧产物,上浮速度较快,而添加1.5 g/kg粉料反之。
孙文杰[10]（2018）在《Fe粉添加对炼钢转炉用MgO-C砖结构与性能的影响》文中指出MgO-C耐火材料因其良好的抗渣侵蚀性和抗热震性,自上世纪七十年代以来得到了迅速发展,并被广泛用作钢铁冶金工业中转炉、电炉、精炼炉和钢包等设备的工作衬。该体系耐火材料在使用过程中存在石墨易氧化及脱碳层结构疏松、抗冲刷能力差这两个主要问题。为此,常需要在MgO-C耐火材料中加入抗氧化剂,如Al、Si、Mg等,来抑制碳的氧化。抗氧化剂的引入虽然能有效提高其抗氧化性能,但对脱碳层高温力学性能的提升非常有限。脱碳层脱落后,将会造成耐火材料的使用性能加速恶化,影响其使用寿命。针对这一问题,本论文从脱碳层微观结构优化和烧结强化的角度出发,提出了利用Fe粉对MgO-C耐火材料进行增强增韧的新构想。通过热力学分析和高温实验相结合,研究了 Fe粉添加对其微观结构、高温氧化行为及高温力学性能的影响规律及其作用机理,并取得了以下结论:（1）Fe粉添加对MgO-C耐火材料微观结构具有分区调控功能。在高温条件下（1300℃～1600℃）,由于铁与氧的亲和力弱于碳,Fe颗粒在原始层中能稳定存在,充当粘结相,实现了镁砂结合方式由简单的的“碳结合”向“碳+金属复合结合”方式转变。脱碳层中,Fe粉被氧化并最终转变为Mg（Fe,Al）2O4。该物相将孤立的基质颗粒紧密连接在一起,促使脱碳层由孤立、分散的简单结构向复杂的网状结构转变。此外,大量铁氧化物在镁砂基质中的固溶有效提高了促进了基质的发育,从而进一步提高了颗粒间的直接结合程度。（2）Fe粉添加可有效解决碳氧化后脱碳层结构和性能严重恶化的问题。1600℃×3h氧化处理后,传统MgO-C耐火材料脱碳层呈现疏松多孔结构,颗粒结合程度低,整体致密度和常温抗压强度分别降低了 15.6%和35%。引入12wt%Fe后,烧结活性的改善及Mg（Fe,Al）2O4耐高温结合相的形成能有效促进脱碳层结构致密化并提高其结合强度,1600℃×3h氧化处理后,致密度和抗压强度分别只降低了 11.2%和7.1%。（3）Fe粉添加能显着提高MgO-C耐火材料的抗氧化性能。1600℃空气气氛下,当Fe粉添加量为12wt%时,MgO-C耐火材料的碳氧化寿命由1044min提高到了 4141min,增长了近3倍。气孔率显着降低、内部结构曲折度增加及MgO致密层厚度增加所导致的气相扩散阻力增大是抗氧化性提高的根本原因。（4）Fe的引入可以保持MgO-C耐火材料较高的荷重软化温度。由于电熔镁砂及石墨等主要原料熔点高、杂质含量低,其荷重软化温度高达1679℃。引入Fe粉后,固态金属Fe在原始层的稳定存在及脱碳层高温结合强度的提高导致该特征温度略有增加,为1690℃。此外,Fe粉添加还能有效降低MgO-C耐火材料的高温热膨胀系数,有利于保持服役过程中的体积稳定性。（5）添加Fe粉可以从根本上解决MgO-C耐火材料在氧化性气氛下抗高温蠕变性差这一问题。1500℃时,由于脱碳层气孔率高、基质结合强度低,传统MgO-C耐火材料蠕变速率随保温时间的延长而不断加快,恒温14h后形变速率达到-0.34%/min,蠕变率高达-8.1%。引入Fe粉后,脱碳层致密度和基质结合强度的提高导致蠕变阻力增大,稳态阶段蠕变速率仅为-2.2×10-4%/min,在热重负荷作用下可以长时间保持结构和性能稳定,恒温50h后蠕变率仅为-1.1%,体现了优异的抗高温蠕变性。
二、添加Si粉结合SiC耐火材料(塔盘)的研制（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、添加Si粉结合SiC耐火材料(塔盘)的研制（论文提纲范文）
（1）Al2O3-ZrO2-C质滑板材料的研究进展（论文提纲范文）
| 1氧化物种类 |
| 1.1 Al2O3质原料 |
| 1.2 锆质原料 |
| 1.3 SiO2微粉 |
| 1.4 六铝酸钙 |
| 2 炭素种类 |
| 2.1 石墨 |
| 2.2 炭黑 |
| 2.3 多种炭素原料复合 |
| 3 金属种类 |
| 3.1 Si粉 |
| 3.2 Al粉 |
| 3.3 Mn |
| 3.4 金属复合 |
| 3.4.1 Al-Si复合 |
| 3.4.2 Si-Fe复合 |
| 4 非氧化物种类 |
| 4.1 非氧化物Si3N4、SiAlON、AlON |
| 4.2 含硼添加剂 |
| 5 结语与展望 |
（2）Al4SiC4在镁碳体系中的高温行为及低碳镁碳砖的研制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 研究背景 |
| 2.1 镁碳砖的发展 |
| 2.2 镁碳砖的设计原则 |
| 2.2.1 原料及结合剂选择 |
| 2.2.2 微观结构设计 |
| 2.3 镁碳砖低碳化的研究现状 |
| 2.3.1 镁碳砖的损毁理论 |
| 2.3.2 低碳镁碳砖抗氧化性能的改善 |
| 2.3.3 低碳镁碳砖抗热震性能的提高 |
| 2.3.4 低碳镁碳砖抗渣渗透性的改进 |
| 2.3.5 镁碳砖低碳化需解决的关键问题及主要对策 |
| 2.4 Al_4SiC_4的合成及性能研究 |
| 2.4.1 Al-Si-C系三元化合物 |
| 2.4.2 Al_4SiC_4的制备方法 |
| 2.4.3 Al_4SiC_4的性能 |
| 2.4.4 Al_4SiC_4的应用 |
| 2.5 本课题主要研究内容与创新点 |
| 2.5.1 本课题的主要研究内容 |
| 2.5.2 创新点 |
| 3 技术路线、实验原料、设备及制备过程 |
| 3.1 技术路线 |
| 3.2 实验原料 |
| 3.3 性能测试及表征 |
| 3.4 其他实验设备 |
| 4 Al_4SiC_4粉体的合成及氧化性能研究 |
| 4.1 Al_4SiC_4粉体的合成及氧化实验方案 |
| 4.2 Al_4SiC_4粉体的合成及机制分析 |
| 4.2.1 物相分析 |
| 4.2.2 微观结构分析 |
| 4.2.3 反应过程热力学分析 |
| 4.3 Al_4SiC_4粉体的氧化机制 |
| 4.3.1 Al_4SiC_4粉体的热重分析 |
| 4.3.2 Al_4SiC_4粉体在不同温度氧化后的物相分析 |
| 4.3.3 Al_4SiC_4粉体氧化过程的微结构演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al_4SiC_4在镁碳体系中的稳定性和结构演变 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.2 高温过程热力学分析 |
| 5.3 Al_4SiC_4在MgO-C体系中的稳定性 |
| 5.3.1 Al_4SiC_4在MgO-C体系下的物相变化 |
| 5.3.2 Al_4SiC_4在MgO-C体系中的微结构变化 |
| 5.4 Al_4SiC_4对MgO-C体系性能的影响 |
| 5.4.1 Al_4SiC_4对MgO-C体系体积密度、显气孔率的影响 |
| 5.4.2 Al_4SiC_4对MgO-C体系常温强度的影响 |
| 5.4.3 Al_4SiC_4对MgO-C体系高温强度的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 基于Al_2O_3和Al_4SiC_4协同调控微结构的低碳镁碳砖的研究 |
| 6.1 基于Al_2O_3的低碳镁碳砖微结构优化 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 物理性能分析 |
| 6.1.3 抗钢渣渗透性和侵蚀性分析 |
| 6.2 基于Al_4SiC_4和Al_2O_3的低碳镁碳砖微结构优化 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 物理性能分析 |
| 6.2.3 Al_4SiC_4对低碳镁碳砖抗氧化性及抗熔渣侵蚀性的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 添加Al_4SiC_4的低碳镁碳砖的工业化试验 |
| 7.1 工业试验条件与方案 |
| 7.1.1 试验条件 |
| 7.1.2 试验方案设计 |
| 7.2 试验结果与讨论 |
| 7.2.1 物理性能分析 |
| 7.2.2 物相分析 |
| 7.2.3 用后残砖厚度分析 |
| 7.2.4 现场使用情况 |
| 7.2.5 用后镁碳砖的微观结构分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）煤气化用金属复合SiC-MA绿色材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 前言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 水煤浆气化技术用耐火材料的现状 |
| 1.1.1 水煤浆气化技术应用背景与发展 |
| 1.1.2 水煤浆气化炉用耐火材料服役环境 |
| 1.1.3 水煤浆气化炉用氧化铬基材料主要损毁机制 |
| 1.1.4 水煤浆气化炉用无铬耐火材料研究进展 |
| 1.2 Sialon材料研究现状 |
| 1.2.1 β-Sialon的制备研究 |
| 1.2.2 β-Sialon的应用研究 |
| 1.3 MgAlON材料研究现状 |
| 1.3.1 MgAlON的制备研究 |
| 1.3.2 MgAlON的应用研究 |
| 1.4 Al-C-O三元材料研究现状 |
| 1.5 课题研究目的与意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 课题研究目的与意义 |
| 1.5.2 课题研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 添加Si粉对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 2.2.2 添加Al粉对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 2.2.3 SiC-MA复合材料抗煤渣侵蚀机理分析 |
| 2.3 试样制备工艺 |
| 2.4 性能与结构表征 |
| 2.4.1 物相组成 |
| 2.4.2 显微形貌 |
| 2.4.3 烧结性能 |
| 2.4.4 力学性能 |
| 2.4.5 抗煤渣侵蚀性能 |
| 2.4.6 抗热震稳定性实验 |
| 第3章 添加Si粉对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 3.1 不同Si粉加入量对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 3.1.1 物相演变 |
| 3.1.2 显微形貌 |
| 3.1.3 烧结性能 |
| 3.1.4 力学性能 |
| 3.2 不同氮化烧成温度对含Si粉SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 3.2.1 物相演变 |
| 3.2.2 显微形貌 |
| 3.2.3 烧结性能 |
| 3.2.4 力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 添加Al粉对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 4.1 不同Al粉加入量对SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 4.1.1 物相演变 |
| 4.1.2 显微形貌 |
| 4.1.3 烧结性能 |
| 4.1.4 力学性能 |
| 4.2 不同氮化烧成温度对含Al粉 SiC-MA复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 物相演变 |
| 4.2.2 显微形貌 |
| 4.2.3 烧结性能 |
| 4.2.4 力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC-MA复合材料抗煤渣侵蚀机理分析 |
| 5.1 A0、S8、A4 三种试样静态抗渣实验 |
| 5.1.1 原砖试样显微形貌 |
| 5.1.2 抗渣试验后三种试样的宏观结构 |
| 5.1.3 抗渣试验后三种试样的显微结构 |
| 5.1.4 抗渣试验后试样的渗透深度与侵蚀机理分析 |
| 5.2 回转抗渣实验条件下的侵蚀性能对比 |
| 5.2.1 四种回转抗渣试样侵蚀后的剖面对比 |
| 5.2.2 四种回转抗渣试样侵蚀与渗透对比 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（4）低碳MgO-C耐火材料性能优化研究进展（论文提纲范文）
| 1 抗热震性优化研究进展 |
| 1.1 从骨料角度优化 |
| 1.2 从碳源角度优化 |
| 1.3 从添加剂角度优化 |
| 2 抗氧化性优化研究进展 |
| 2.1 添加硼化物抗氧化剂 |
| 2.2 添加Al粉抗氧化剂 |
| 2.3 添加钛化合物抗氧化剂 |
| 2.4 添加其他抗氧化剂 |
| 3 抗侵蚀性优化研究进展 |
| 3.1 使用环境与原料的影响 |
| 3.2 添加剂的影响 |
| 4 结语 |
（5）SiC-CA6复合材料的抗煤渣侵蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 前言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 水煤浆气化炉用耐火材料 |
| 1.1.1 煤气化技术及其发展 |
| 1.1.2 水煤浆气化炉的工作环境及对耐火材料的要求 |
| 1.1.3 水煤浆气化炉用高铬耐火材料 |
| 1.1.4 水煤浆气化炉用耐火材料的无铬化研究进展 |
| 1.2 SiC质耐火材料 |
| 1.2.1 自结合SiC耐火材料 |
| 1.2.2 Si3N4 结合SiC耐火材料 |
| 1.2.3 氧化物结合SiC耐火材料 |
| 1.2.4 SiC质耐火材料的氧化研究 |
| 1.2.5 SiC质耐火材料的抗渣侵蚀性能研究 |
| 1.3 CaAl_(12)O_(19)质耐火材料 |
| 1.4 课题目的和意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 试样制备工艺 |
| 2.3 抗渣实验 |
| 2.3.1 煤渣的配方 |
| 2.3.2 实验方法 |
| 2.4 结构与性能表征 |
| 2.4.1 物相组成和显微形貌 |
| 2.4.2 结构性能 |
| 2.4.3 力学性能 |
| 第3章 烧成温度对SiC-CA_6复合材料性能的影响 |
| 3.1 SiC-CA_6复合材料的性能研究 |
| 3.1.1 SiC-CA_6复合材料的烧结性能 |
| 3.1.2 SiC-CA_6复合材料的力学性能 |
| 3.1.3 SiC-CA_6复合材料的物相组成及显微形貌 |
| 3.2 SiC-CA_6复合材料的烧成机制分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 SiC-CA_6复合材料的抗渣侵蚀性能分析 |
| 4.1 煤熔渣对SiC-CA_6复合材料的侵蚀过程及机理 |
| 4.1.1 SiC-CA_6试样侵蚀后的剖面图 |
| 4.1.2 SiC-CA_6试样侵蚀后的显微结构 |
| 4.1.3 SiC-CA_6试样的侵蚀机理分析 |
| 4.2 静态坩埚实验条件下SiC-CA_6复合材料、高铬材料、铬刚玉材料及SiC-MgAl2O4 复合材料的侵蚀性能对比 |
| 4.2.1 四种坩埚试样的基本性能 |
| 4.2.2 四种坩埚试样侵蚀后的剖面对比 |
| 4.2.3 四种坩埚试样侵蚀后的熔渣渗透深度对比 |
| 4.3 回转抗渣试验条件下SiC-CA_6复合材料、高铬材料、铬刚玉材料及SiC-MgAl2O4 复合材料的侵蚀性能对比 |
| 4.3.1 四种回转抗渣试样侵蚀后的剖面对比 |
| 4.3.2 四种回转抗渣试样侵蚀后的熔渣渗透深度对比 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的科研成果 |
（6）矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 矾土基均质莫来石 |
| 1.1.1 矾土基均质莫来石的产生背景 |
| 1.1.2 矾土基均质莫来石的研究进展 |
| 1.2 非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.2.1 非氧化物(SiC、SiAlON) |
| 1.2.2 添加SiC、SiAlON对耐火材料常规性能的影响 |
| 1.2.3 添加SiC、SiAlON对耐火材料高温力学性能的影响 |
| 1.2.4 添加SiC、SiAlON对耐火材料抗氧化和抗侵蚀性能的影响 |
| 1.3 原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.1 引入Si原位合成碳化硅的生长机理 |
| 1.3.2 Si引入原位生成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.3 添加物对原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其耐火材料性能的影响 |
| 1.4 课题的提出 |
| 2 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的制备及常温性能研究 |
| 2.1 Si粉加入量对复相材料常温性能的影响 |
| 2.1.1 实验 |
| 2.1.2 Si对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2.1 实验 |
| 2.2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.3 物相分析 |
| 2.3.1 加入Si试样的物相组成 |
| 2.3.2 加入Si/Al复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.3 加入Si/Zn复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.4 加入Si/SiC复合粉体试样的物相组成 |
| 2.4 显微结构分析 |
| 2.4.1 试样断口形貌 |
| 2.4.2 加入Si试样的显微结构 |
| 2.4.3 加入Si/Al复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.4 加入Si/Zn复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.5 加入Si/SiC复合粉试样的显微结构 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的高温机械性能研究 |
| 3.1 实验内容 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复相材料的高温抗折强度 |
| 3.2.2 复相材料的荷重软化温度 |
| 3.2.3 复相材料的抗热震性能 |
| 3.2.4 显微结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料抗碱侵蚀性能研究 |
| 4.1 实验内容 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 引入Si试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.2 引入Si复合粉体试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.3 综合讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的抗氧化性研究 |
| 5.1 实验内容 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 引入Si粉试样的抗氧化性 |
| 5.2.2 引入Si/Al复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.3 引入Si/Zn复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.4 引入Si/SiC复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.5 综合分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 SiC晶须的制备 |
| 1.2.1 气-固-液法合成SiC晶须 |
| 1.2.2 气-固法合成SiC晶须 |
| 1.2.3 液相法制备SiC晶须 |
| 1.3 β-SiC结合SiC耐火材料的研究进展 |
| 1.4 SiC材料的高温性能 |
| 1.4.1 SiC材料的高温抗氧化性能 |
| 1.4.2 SiC材料的抗热震性能 |
| 1.4.3 SiC材料的抗冰晶石侵蚀性能 |
| 1.5 第一性原理计算及其在材料中的应用 |
| 1.6 本论文的目的、意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及主要设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验主要设备 |
| 2.2 实验制备过程及工艺研究 |
| 2.2.1 过渡金属纳米颗粒低温催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 2.2.2 过渡金属纳米颗粒低温催化膨胀石墨/SiO_2溶胶合成3C-SiC粉体 |
| 2.2.3 放电等离子烧结一步制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷 |
| 2.2.4 一步法制备3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料 |
| 2.2.5 膨胀石墨/Si粉原位催化反应制备自结合SiC耐火材料 |
| 2.3 3C-SiC粉体和3C-SiC/多层石墨烯粉体的表征 |
| 2.4 第一性原理计算过渡金属催化反应合成SiC粉体的催化机理 |
| 2.5 自结合SiC耐火材料的常温性能表征 |
| 2.5.1 常温物理性能 |
| 2.5.2 常温耐压强度和抗折强度 |
| 2.5.3 断裂韧性的测量和断裂表面能的计算 |
| 2.5.4 陶瓷材料维氏硬度的测量 |
| 2.6 自结合SiC耐火材料的高温性能表征 |
| 2.6.1 自结合SiC耐火材料不同温度下的高温抗折强度 |
| 2.6.2 自结合SiC耐火材料不同温度下的应力-位移曲线及弹性模量.. |
| 2.6.3 自结合SiC耐火材料的抗氧化性能 |
| 2.6.4 自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 2.6.5 自结合SiC耐火材料的抗冰晶石侵蚀性能 |
| 第3章 过渡金属纳米颗粒催化膨胀石墨/Si粉反应合成SiC粉体 |
| 3.1 无催化剂时以膨胀石墨和Si粉为原料反应合成3C-SiC |
| 3.2 硝酸镍为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 3.2.1 膨胀石墨和Si粉的TG-DTA及硝酸镍分解产物的显微形貌 |
| 3.2.2 保护剂Isobam-104的加入量对镍纳米颗粒粒径的影响 |
| 3.2.3 Ni纳米颗粒用量对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.2.4 反应温度对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.2.5 Ni纳米颗粒低温催化膨胀石墨/Si粉反应生成3C-SiC晶须的机理 |
| 3.2.6 Ni纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.3 硝酸铁为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成SiC粉体 |
| 3.3.1 Fe纳米颗粒用量对催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的影响 |
| 3.3.2 膨胀石墨/Si摩尔比对催化膨胀石墨/Si粉合成3C-SiC的影响 |
| 3.3.3 反应温度对催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.3.4 Fe纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.4 硝酸钴为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 3.4.1 催化剂Co对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的工艺研究.. |
| 3.4.2 Co纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.5 催化剂种类对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的影响对比 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 过渡金属催化膨胀石墨/SiO_2低温碳热还原反应合成3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体 |
| 4.1 无催化剂时膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成3C-SiC粉体 |
| 4.2 Ni催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.2.1 C-SiO_2-Ni体系的热力学分析 |
| 4.2.2 加入硝酸镍后SiO_2和膨胀石墨的TG-DSC分析 |
| 4.2.3 Ni加入量对膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成SiC粉体的影响.. |
| 4.2.4 反应温度对Ni催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 4.2.5 膨胀石墨/SiO_2摩尔比对Ni催化膨胀石墨/SiO_2干凝胶碳热还原反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 4.3 Co催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.4 Fe催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.5 催化剂种类对膨胀石墨/SiO_2反应合成3C-SiC的影响 |
| 4.6 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的水润湿性能和分散性能 |
| 4.6.1 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的沉降性能 |
| 4.6.2 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的水润湿角 |
| 4.6.3 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的Zeta电位 |
| 4.7 SPS一步制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷材料 |
| 4.8 一步法制备原位3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 膨胀石墨/Si粉原位低温催化反应制备自结合SiC耐火材料及其常温物理性能 |
| 5.1 无催化剂时反应温度对原位自结合SiC耐火材料常温性能的影响 |
| 5.2 Fe纳米颗粒为催化剂制备自结合SiC耐火材料及其常温性能 |
| 5.2.1 3C-SiC结合相原料加入量的影响 |
| 5.2.2 膨胀石墨/Si摩尔比的影响 |
| 5.2.3 反应温度的影响 |
| 5.3 Ni和Co纳米颗粒为催化剂制备自结合SiC耐火材料及其常温性能 |
| 5.4 自结合SiC耐火材料的断裂韧性与断裂表面能 |
| 5.4.1 催化剂种类对断裂韧性和断裂表面能的影响 |
| 5.4.2 3C-SiC结合相原料加入量对断裂韧性和断裂表面能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 自结合SiC耐火材料的高温性能 |
| 6.1 自结合SiC耐火材料的高温力学性能 |
| 6.1.1 无催化剂时自结合SiC耐火材料的高温力学性能 |
| 6.1.2 催化剂种类对自结合SiC耐火材料高温力学性能的影响 |
| 6.1.3 3C-SiC结合相加入量对高温力学性能的影响 |
| 6.2 自结合SiC耐火材料的抗氧化性能 |
| 6.2.1 自结合SiC耐火材料氧化过程的热力学分析 |
| 6.2.2 自结合SiC耐火材料的热重曲线分析 |
| 6.2.3 自结合SiC耐火材料氧化后试样的物相与显微结构 |
| 6.2.4 自结合SiC耐火材料的等温氧化动力学研究 |
| 6.3 自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.1 无催化剂时所制备自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.2 加入不同催化剂所制备自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.3 3C-SiC结合相加入量不同时自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.4 自结合SiC耐火材料抗热震参数的计算 |
| 6.4 自结合SiC耐火材料抗冰晶石侵蚀及渗透性能 |
| 6.5 催化剂种类对自结合SiC耐火材料结构与性能的影响 |
| 6.6 小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 7.3 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（8）碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 碳纳米管增强碳复合耐火材料的研究进展 |
| 1.2.1 直接加入碳纳米管 |
| 1.2.2 原位生成碳纳米管 |
| 1.3 SiC增强碳复合耐火材料的研究进展 |
| 1.3.1 SiC增强MgO-C耐火材料 |
| 1.3.2 SiC增强Al_2O_3-C耐火材料 |
| 1.4 密度泛函理论(DFT)和分子动力学(MD)在材料研究中的应用 |
| 1.4.1 密度泛函理论(DFT) |
| 1.4.2 分子动力学(MD) |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 主要实验设备 |
| 2.2 实验制备及工艺研究 |
| 2.2.1 Fe、Co及Ni单金属催化酚醛树脂热解制备碳纳米管 |
| 2.2.2 Fe/Co、Fe/Ni及Co/Ni双金属催化酚醛树脂热解制备碳纳米管 |
| 2.2.3 Fe、Co及Ni催化Si粉碳化反应制备碳化硅粉体 |
| 2.2.4 Fe、Co及Ni催化硅藻土碳热还原制备碳化硅粉体 |
| 2.2.5 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C耐火材料的制备 |
| 2.3 检测与表征 |
| 2.3.1 物相检测 |
| 2.3.2 晶粒度计算 |
| 2.3.3 石墨化度计算 |
| 2.3.4 质谱分析 |
| 2.3.5 显微结构 |
| 2.3.6 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C试样的常温性能测试 |
| 2.3.7 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C试样的高温性能测试 |
| 2.4 密度泛函理论(DFT)计算 |
| 2.4.1 Fe、Co及Ni金属纳米团簇催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的DFT计算 |
| 2.4.2 FeCo、FeNi及CoNi双金属纳米团簇催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的DFT计算 |
| 2.4.3 Fe、Co及Ni催化Si粉碳化反应生成SiC的DFT计算 |
| 2.4.4 Fe、Co及Ni金属纳米团簇催化硅藻土碳热还原制备SiC的机理 |
| 2.5 分子动力学(MD)计算Fe、Co及Ni金属纳米团簇的熔点 |
| 第3章 Fe、Co和Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.1 无催化剂时温度对热解酚醛树脂的影响 |
| 3.2 Fe催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.2.1 Fe-O-C体系的热力学分析 |
| 3.2.2 温度对Fe催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.3 催化剂Fe加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.4 升温速率对Fe催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.5 酚醛树脂孔结构对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.2.6 流通气氛对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.2.7 溶剂种类对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.3 Co催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.3.1 Co-O-C体系的热力学分析 |
| 3.3.2 温度对Co催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.3.3 催化剂Co加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.4 Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.5 Fe、Co和Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的机理 |
| 3.6 催化剂种类对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响及机理 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 Fe/Co/Ni双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.1 FeCo双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.1.1 温度对FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.2 FeCo双金属加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.3 升温速率对FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.4 Fe:Co摩尔比对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.5 FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的TEM表征 |
| 4.2 FeNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.2.1 温度对FeNi双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.2 FeNi双金属加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.3 Fe:Ni摩尔比对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.4 Fe:Ni双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的TEM表征 |
| 4.3 CoNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.4 FeCo、FeNi和CoNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的机理 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 以酚醛树脂为碳源低温催化反应合成SiC超细粉体 |
| 5.1 硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.1 无催化剂时常规加热合成碳化硅粉体 |
| 5.1.2 以Ni为催化剂常规加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.3 以Co为催化剂常规加热催化硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.4 以Fe为催化剂常规加热催化硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.5 催化剂种类对催化硅粉碳化反应合成SiC粉体的影响 |
| 5.1.6 SiC晶须的形成机理 |
| 5.2 以硅藻土为硅源碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.1 无催化剂条件下温度对硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 5.2.2 以Ni为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.3 以Co为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.4 以Fe为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.5 Fe、Co及Ni催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体的机理 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 微波加热低温催化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.1 无催化剂时微波加热合成碳化硅粉体 |
| 6.1.1 无催化剂时,反应温度对合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.1.2 无催化剂时所合成碳化硅粉体的显微结构 |
| 6.2 以Co为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.2.1 反应温度对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.2 Co加入量对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.3 保温时间对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.4 合成碳化硅粉体的显微结构表征 |
| 6.3 以Ni为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.3.1 反应温度对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.2 Ni加入量对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.3 保温时间对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.4 碳化硅粉体的显微结构表征 |
| 6.4 以Fe为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.5 催化剂种类对催化硅粉合成碳化硅的影响 |
| 6.6 Fe、Co及Ni纳米颗粒催化Si粉碳化反应制备SiC的机理 |
| 6.7 小结 |
| 第7章 催化热解酚醛树脂制备碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料及其高温力学性能 |
| 7.1 碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能研究 |
| 7.1.1 催化剂种类对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能的影响 |
| 7.1.2 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能的影响 |
| 7.2 碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料高温抗折强度和应力-位移曲线的研究 |
| 7.2.1 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料高温抗折强度的影响 |
| 7.2.2 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料应力-位移曲线的影响 |
| 7.3 小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 8.3 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（9）晶体硅切割粉料在钢铁冶炼过程中的利用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 晶体硅切割废料浆回收利用研究现状 |
| 1.1.1 晶体硅切割废料浆概述 |
| 1.1.2 直接回收方法研究现状 |
| 1.1.3 间接回收方法研究现状 |
| 1.2 炮泥作用及指标性能 |
| 1.2.1 炮泥生产原料及其作用 |
| 1.2.2 炮泥生产工艺 |
| 1.2.3 炮泥性能检测 |
| 1.3 炼钢脱氧过程及脱氧剂 |
| 1.3.1 常用脱氧方式 |
| 1.3.2 常用脱氧剂 |
| 1.4 课题研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 粉料在钢铁冶炼过程再利用的理论分析 |
| 2.1 粉料性质分析 |
| 2.1.1 XRD分析 |
| 2.1.2 化学定量分析 |
| 2.1.3 粒度分析 |
| 2.1.4 微观形貌分析 |
| 2.2 用做炮泥生产原料理论分析 |
| 2.3 用做炼钢脱氧剂理论分析 |
| 2.3.1 脱氧热力学理论 |
| 2.3.2 粉料脱氧热力学分析 |
| 2.3.3 粉料与常用脱氧剂脱氧能力对比 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 粉料用做炮泥生产原料实验研究 |
| 3.1 实验设备及原料 |
| 3.1.1 实验设备 |
| 3.1.2 实验药品及原料 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 实验参数的选择 |
| 3.2.2 实验点选择 |
| 3.3 实验步骤 |
| 3.4 结果及分析 |
| 3.4.1 组成及形貌分析 |
| 3.4.2 粉料添加量对炮泥显气孔率、体积密度影响 |
| 3.4.3 粉料添加量对炮泥耐压强度的影响 |
| 3.4.4 粉料添加量对炮泥抗折强度的影响 |
| 3.4.5 粉料添加量对炮泥线变化率的影响 |
| 3.4.6 粉料添加量对炮泥高温耐侵蚀性能的影响 |
| 3.5 适宜添加量的讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 粉料做炼钢脱氧剂实验研究 |
| 4.1 实验设备及原料 |
| 4.2 实验参数选择 |
| 4.2.1 炉渣配比 |
| 4.2.2 粉料脱氧剂加入量计算 |
| 4.3 实验步骤 |
| 4.4 结果及分析 |
| 4.4.1 脱氧动力学理论 |
| 4.4.2 结果及分析 |
| 4.4.3 微观分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文 |
| 论文包含的图、表、公式及文献 |
（10）Fe粉添加对炼钢转炉用MgO-C砖结构与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究目的及意义 |
| 1.3 主要研究内容 |
| 1.3.1 Fe粉添加对MgO-C耐火材料显微结构和氧化行为的影响 |
| 1.3.2 Fe粉添加对MgO-C耐火材料高温力学性能的影响 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 镁碳耐火材料的主要原料 |
| 2.2.1 镁砂 |
| 2.2.2 石墨 |
| 2.2.3 结合剂 |
| 2.2.4 配料的方法 |
| 2.3 镁碳耐火材料使用过程中损毁机理的研究 |
| 2.3.1 气相氧化 |
| 2.3.2 液相氧化 |
| 2.3.3 固相氧化 |
| 2.3.4 气孔的影响 |
| 2.4 碳源结构优化 |
| 2.4.1 纳米炭黑 |
| 2.4.2 碳纳米管或纳米纤维 |
| 2.4.3 非碳系纳米粉体 |
| 2.5 抗氧化剂的应用研究 |
| 2.5.1 金属 |
| 2.5.2 合金 |
| 2.5.3 硼化物 |
| 2.5.4 氮化物 |
| 第3章 Fe粉添加对镁碳耐火材料显微结构和氧化行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 样品制备 |
| 3.2.3 评价与表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 显微结构 |
| 3.3.2 物相组成 |
| 3.3.3 体积密度与显气孔率 |
| 3.3.4 常温抗压强度 |
| 3.3.5 抗氧化行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Fe粉添加对镁碳耐火材料高温力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 样品制备 |
| 4.2.2 评价与表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 荷重软化温度 |
| 4.3.2 抗高温蠕变性 |
| 4.3.3 抗热震性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究生期间学术成果 |
四、添加Si粉结合SiC耐火材料(塔盘)的研制（论文参考文献）
- [1]Al2O3-ZrO2-C质滑板材料的研究进展[J]. 王子昊,张婧,王珍,凌永一,高金星,刘新红. 耐火材料, 2021(03)
- [2]Al4SiC4在镁碳体系中的高温行为及低碳镁碳砖的研制[D]. 姚华柏. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]煤气化用金属复合SiC-MA绿色材料的制备及性能研究[D]. 夏淼. 中钢集团洛阳耐火材料研究院有限公司, 2021
- [4]低碳MgO-C耐火材料性能优化研究进展[J]. 高陟,马北越. 钢铁研究学报, 2021(05)
- [5]SiC-CA6复合材料的抗煤渣侵蚀性能研究[D]. 司瑶晨. 中钢集团洛阳耐火材料研究院, 2020
- [6]矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究[D]. 安建成. 郑州大学, 2020(02)
- [7]低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究[D]. 王慧芳. 武汉科技大学, 2018(08)
- [8]碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用[D]. 王军凯. 武汉科技大学, 2018(10)
- [9]晶体硅切割粉料在钢铁冶炼过程中的利用研究[D]. 张洋. 东北大学, 2018(02)
- [10]Fe粉添加对炼钢转炉用MgO-C砖结构与性能的影响[D]. 孙文杰. 东北大学, 2018