n(Al2O3)∶n(SiO2)對氣化飛灰制備的莫來石陶瓷結(jié)構(gòu)及性能的影響*

黃 俊 李寒旭，3 滕艷華 趙 帥 夏寶亮

(1.安徽理工大學(xué)化學(xué)工程學(xué)院，232001 安徽淮南；2.安徽理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，232001 安徽淮南；3.合肥綜合性國家科學(xué)中心能源研究院，230031 合肥)

0 引 言

煤炭在中國經(jīng)濟和社會發(fā)展中起著關(guān)鍵性的作用，煤炭氣化技術(shù)是煤炭高效、清潔利用和轉(zhuǎn)化的核心技術(shù)[1-2]。作為全球最大的煤氣化技術(shù)應(yīng)用市場，中國有將近千臺氣化爐在運行，總合成氣產(chǎn)能超過30 Mm3/h，由此消耗大量的煤炭，并產(chǎn)生大量的固體廢棄物。目前，大多數(shù)氣化爐是基于水煤漿和粉煤氣流床氣化技術(shù)的，一部分是從爐底排出粗渣，另一部分是煤氣帶出細(xì)顆粒氣化飛灰(GFA)，其中GFA占比為40%～60%[3]。產(chǎn)生的大量GFA引發(fā)了固體廢棄物處理及資源化利用問題，然而當(dāng)前對GFA的處理仍采用填埋處理[4-6]的方式，造成了嚴(yán)重的環(huán)境問題和資源浪費。因此，高效利用煤氣化技術(shù)產(chǎn)生的GFA對煤化工的發(fā)展具有重要意義。

莫來石陶瓷因在耐高溫負(fù)載和絕緣方面的優(yōu)良應(yīng)用，以及其具有低熱膨脹率和低導(dǎo)熱系數(shù)等特點而得到了廣泛的研究。由于獨特的性能，莫來石陶瓷被認(rèn)為是用于氣/液過濾器、催化劑載體以及分離膜和膜載體的良好候選材料[7-11]。然而天然形成的莫來石由于其嚴(yán)苛的形成條件在自然界中非常罕見，大多以莫來石粉[12]、藍晶石[13]、鋁土礦[14]、高嶺土[15]、煤矸石[16]和粉煤灰[17]為原料人工合成莫來石陶瓷。經(jīng)過國內(nèi)外學(xué)者多年的研究，已經(jīng)開發(fā)出了一系列相對成熟的制備方法，包括反應(yīng)燒結(jié)、微波和火花等離子體燒結(jié)、發(fā)泡和凝膠澆鑄、前驅(qū)體和冷凍干燥[18-20]等。就復(fù)雜性和成本而言，簡單的制備方法(空氣中的無壓燒結(jié))和低成本的原料(固體廢棄物)更具吸引力和工業(yè)利用前景。

以往的研究大多集中于以含有大量莫來石晶核的電廠粉煤灰和莫來石粉為起始原料制備莫來石陶瓷，但GFA相較于粉煤灰和莫來石粉具有更加復(fù)雜的理化性質(zhì)，而關(guān)于國內(nèi)外學(xué)者利用GFA制備莫來石陶瓷的研究報道較少。本研究以GFA作為起始原料，通過煅燒除雜的預(yù)處理，再另外添加氧化鋁調(diào)節(jié)鋁硅物質(zhì)的量比，以氮化硅作為發(fā)泡劑，通過反應(yīng)燒結(jié)制備了一系列莫來石陶瓷，并主要探討了n(Al2O3)∶n(SiO2)對所制備陶瓷結(jié)構(gòu)及性能的影響，為利用GFA制備莫來石陶瓷提供了參考。

1 實驗部分

1.1 實驗原料

GFA取自于某石化企業(yè)，用激光粒度分析儀測量其粒徑分布，結(jié)果如圖1所示。由圖1可知，飛灰均由小于5 μm的顆粒組成，D50=1.703 μm。圖2a所示為GFA的掃描電鏡照片。由圖2a可以看出，GFA顆粒呈表面光滑的球狀，其中一些小顆粒附著于大顆粒表面。圖2b所示為GFA的X射線衍射譜。由圖2b可知，GFA由大量非晶態(tài)硅酸鹽玻璃相物質(zhì)構(gòu)成。GFA的工業(yè)分析見表1，采用ARL9800XP+型X射線熒光光譜儀(XRF)分析了GFA樣品的化學(xué)成分，結(jié)果見表2。

表1 GFA的工業(yè)分析Table 1 Proximate analysis of GFA

圖1 GFA的粒徑分布曲線Fig.1 Particle size distribution curve of GFA

由于GFA表面會存在一些雜質(zhì)，因此通過在900 ℃下煅燒3 h，得到化學(xué)成分穩(wěn)定的預(yù)處理熟料(C-GFA)。通過XRD和XRF分析了C-GFA的晶相組成和化學(xué)成分，結(jié)果分別見圖2b和表2。通過對比GFA與C-GFA的晶體組成和化學(xué)成分發(fā)現(xiàn)二者并無顯著性差異，C-GFA相較于未經(jīng)過預(yù)處理的GFA，其中的赤鐵礦含量升高，這在C-GFA的化學(xué)成分上也有所體現(xiàn)。

表2 GFA和C-GFA的化學(xué)成分Table 2 Chemical compositions of GFA and C-GFA

圖2 GFA的掃描電鏡照片及GFA和C-GFA的X射線衍射譜Fig.2 Scanning electron micrograph of GFA and X-ray diffraction spectra of GFA and C-GFAa—Scanning electron micrograph of GFA；b—X-ray diffraction spectra of GFA and C-GFA

此外，氧化鋁(Al2O3，AR，國藥集團化學(xué)試劑有限公司生產(chǎn))被用作鋁源，與C-GFA中過量的二氧化硅反應(yīng)生成莫來石，氮化硅(α-Si3N4，99.9%，上海麥克林生化科技有限公司生產(chǎn))和環(huán)氧樹脂(濟南華凱樹脂有限公司，型號為E51)被分別用作發(fā)泡劑和黏結(jié)劑。

1.2 樣品制備

將GFA在900 ℃下煅燒3 h，去除表面雜質(zhì)，得到化學(xué)成分穩(wěn)定的預(yù)處理熟料(C-GFA)，按照表3配入C-GFA和Al2O3后，用行星式球磨機混合20 min，再加入發(fā)泡劑Si3N4(Si3N4的質(zhì)量分?jǐn)?shù)以C-GFA和Al2O3質(zhì)量之和為基準(zhǔn)進行計算)，繼續(xù)球磨10 min，最后再加入粉料總質(zhì)量6%～8%的黏結(jié)劑環(huán)氧樹脂，并用瑪瑙研缽研磨30 min使之混合均勻，過60目篩造粒(250 μm)，再用粉末壓片機在30 MPa壓力下，保壓120 s模壓成型為直徑37 mm、高度7 mm～8 mm的圓餅形素坯試樣，并放入105 ℃恒溫鼓風(fēng)干燥箱中干燥12 h。干燥后的試樣在箱式電阻爐中以3 ℃/min的升溫速率升溫至600 ℃并保溫1 h，繼續(xù)以3 ℃/min的升溫速率升溫至1 500 ℃并燒結(jié)3 h后隨爐冷卻，得到不同組成的陶瓷樣品。

表3 莫來石陶瓷樣品配方及燒結(jié)溫度Table 3 Formulas and firing temperatures of mullite ceramic samples

1.3 性能測試

莫來石陶瓷的相組成由MSAL XD-3型多晶X-射線粉末衍射儀(XRD)分析，掃描速度為4 (°)/min(2θ=13°～80°)；樣品的顯微結(jié)構(gòu)及化學(xué)組成采用日本電子JSM-6490LV型掃描電子顯微鏡(SEM-EDX)進行分析；采用Archimedes方法測定陶瓷樣品的顯氣孔率和體積密度，計算公式為：

wa=(m3-m1)/(m3-m2)×100%

(1)

ρc=m1ρw/(m3-m2)

(2)

式中：wa為顯氣孔率，%；m1，m2和m3分別為完全干燥的陶瓷的質(zhì)量、浸泡在蒸餾水中的陶瓷的質(zhì)量和孔隙中充滿蒸餾水的陶瓷的質(zhì)量，g；ρc為陶瓷樣品的體積密度，g/cm3；ρw為蒸餾水的密度(1.0 g/cm3)。按照GB/T 1966-1996進行吸水率測試。

利用WDW型萬能試驗機，采用三點彎曲法測試陶瓷樣品的抗折強度，每組3塊，加荷速率為1 mm/min，抗折強度計算公式為：

f=3FL/2bh2

(3)

式中：f為抗折強度，MPa；F為試樣折斷時最大載荷，N；L為跨距，mm；b為試樣斷口寬度，mm；h為試樣斷口高度，mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 晶相與顯微結(jié)構(gòu)

不同n(Al2O3)∶n(SiO2)樣品(S1～S3，S6～S8)在1 500 ℃下燒結(jié)3 h的XRD譜如圖3所示。

由圖3a可以看出，在燒結(jié)樣品(S1～S3，S6～S8)中，莫來石(3Al2O3·2SiO2，PDF#15-0776)均為主導(dǎo)的結(jié)晶相，并在S7中檢測到少量剛玉(Al2O3，PDF#46-1212)的生成，剛玉的含量在S8中進一步增加。圖3b所示為圖3a中2θ為25°～27°區(qū)域合并譜的放大圖。由圖3b可以看出，在2θ為26.7°附近存在石英(SiO2，PDF#46-1045)的衍射峰，各樣品按石英衍射峰強度由大到小排序依次為S2，S1，C-GFA，S3，S6，S7，S8，即隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加(Al2O3添加量的增加)，晶態(tài)SiO2含量呈現(xiàn)先增大后減少的趨勢，并在S2中達到最大值，說明了C-GFA中的非晶態(tài)SiO2生成了晶態(tài)的SiO2，隨后大量Al2O3粉的加入使得晶態(tài)的SiO2被迅速消耗。同時由圖3a還可以看出，隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加，非晶態(tài)SiO2(饅頭峰)的峰強度一直在減弱，而莫來石相含量逐漸增加(S1～S3，S6和S7)，直至Al2O3添加過量，莫來石相含量才略有降低(S8)。據(jù)此，推測燒結(jié)過程中可能發(fā)生的反應(yīng)：

圖3 陶瓷樣品的XRD譜和合并譜的放大圖Fig.3 XRD patterns of ceramic samples and enlarged view of the merged spectraa—XRD patterns of ceramic samples；b—Enlarged view of the merged spectra

(4)

(5)

在高溫階段，含有少量雜質(zhì)(Fe2O3，CaO，MgO，K2O，Na2O等)的C-GFA中非晶態(tài)SiO2主要有兩種轉(zhuǎn)化反應(yīng)途徑：一是C-GFA中的非晶態(tài)SiO2轉(zhuǎn)化為晶態(tài)的SiO2；二是非晶態(tài)SiO2和晶態(tài)的SiO2共同與Al2O3發(fā)生莫來石化反應(yīng)生成莫來石。非晶態(tài)玻璃相在高溫下生成液相促進陶瓷的致密化，玻璃相的存在有利于莫來石晶粒的生長密切相關(guān)的離子(例如Al3+和Si4+)的擴散。先前已經(jīng)認(rèn)識到，在兩相硅鋁酸鹽物質(zhì)中或在石英與Al2O3的反應(yīng)燒結(jié)中，莫來石的生成是通過溶解沉淀反應(yīng)來控制的，首先形成莫來石晶核，隨后晶核逐漸長大發(fā)育生長成莫來石晶體，其中Al2O3物質(zhì)溶解在共存的SiO2液相中直至達到臨界的Al2O3的質(zhì)量分?jǐn)?shù)[21]。

赤鐵礦(Fe2O3，PDF#33-0664)對陶瓷的力學(xué)性能和耐酸蝕性能均有不利影響，在S8中檢測到少量赤鐵礦的原因可能是莫來石可以容納過渡金屬陽離子，F(xiàn)e可以被容納到莫來石棒狀結(jié)構(gòu)中[22]。隨著Al2O3含量的增加，F(xiàn)e從莫來石體系中釋放出來，形成赤鐵礦。而未檢測到晶態(tài)Si3N4可能有兩方面原因：一方面是添加的Si3N4氧化而形成的SiO2可以在燒結(jié)過程中與Al2O3反應(yīng)而形成莫來石；另一方面是少量未氧化的Si3N4熔融于過量的非晶態(tài)硅酸鹽物質(zhì)中，無法檢測到。另外未發(fā)現(xiàn)原料中其他雜質(zhì)(例如Na2O，K2O和CaO等)的晶態(tài)峰，因為它們會對Al2O3-SiO2體系中低熔點液體的形成有一定的助熔效果，導(dǎo)致其溶解于玻璃相中或是由于質(zhì)量分?jǐn)?shù)太小而無法檢測到。

S1和S2經(jīng)1 500 ℃燒結(jié)、冷卻后類似釉狀物完全鋪展于坩堝中，無法成型，以下僅對S3，S6，S7和S8進行了SEM-EDS分析。圖4所示為在1 500 ℃下燒結(jié)3 h不同n(Al2O3)∶n(SiO2)樣品的SEM圖像和EDS能譜。隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加，由低倍率圖4a、圖4c、圖4e和圖4g可以看出，試樣表面的孔減少，平均孔大小似乎也有減小的趨勢。通常認(rèn)為在微觀結(jié)構(gòu)中沒有晶界的光滑表面代表非晶態(tài)玻璃富集區(qū)域。在高放大倍率圖4b、圖4d、圖4f和圖4h中顯示了3種結(jié)構(gòu)(A：非晶態(tài)玻璃區(qū)域；R：棒狀莫來石結(jié)構(gòu)；B：塊狀莫來石結(jié)構(gòu))。隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加，非晶態(tài)玻璃區(qū)域和棒狀莫來石結(jié)構(gòu)均逐漸減少而塊狀莫來石結(jié)構(gòu)呈逐漸增加的趨勢。結(jié)合相應(yīng)的EDS分析(見圖4i～圖4l)，能譜主要包含[Al]，[O]和[Si]，這與XRD譜的結(jié)果相一致。S3和S6樣品中形成的玻璃相的主要成分可能是Si—Al—O玻璃體系(Point 1)；另外一些棒狀莫來石晶體從飽和玻璃相中析出，并形成相互嵌合的互鎖結(jié)構(gòu)(Point 2和Point 3)；塊狀結(jié)構(gòu)充當(dāng)骨架，是由微量玻璃態(tài)雜質(zhì)涂覆的莫來石組成(Point 4)。

圖4 不同n(Al2O3)∶n(SiO2)樣品斷裂面的SEM圖像及點1、點2、點3和點4的EDS能譜Fig.4 SEM images of fracture surface of samples and EDS spectra of point 1,2,3 and 4 with different n(Al2O3)∶n(SiO2)a，b—S3；c，d—S6；e，f—S7；g，h—S8；i,j,k,l—EDS spectra of point 1,2,3 and 4

莫來石可以由x=0(硅線石)和x=1(氧化鋁)之間的任何成分合成，通式為Al4+2xSi2-2xO10-x，取決于原料和工藝[23]。然而必須滿足兩個必要的條件才能形成相對較大的棒狀莫來石晶體，一個是莫來石晶體的核在高溫下與液相一起出現(xiàn)或形成；另一個是富含Al2O3的環(huán)境有助于形成大的棒狀莫來石晶體。然而在S3樣品(原料中的n(Al2O3)∶n(SiO2)=0.6，氧化鋁含量較低)中發(fā)現(xiàn)大量的棒狀莫來石晶體。通過對S3中棒狀莫來石晶體的進一步EDS能譜分析(見圖5)，證實了它們由Al2O3和SiO2組成，此外計算出的晶體鋁硅物質(zhì)的量比(n(Al2O3)∶n(SiO2))等于1.64。這種原料的n(Al2O3)∶n(SiO2)(0.6)與最終產(chǎn)物生成的莫來石晶體的n(Al2O3)∶n(SiO2)(1.64)差異很大的原因是，原料的n(Al2O3)∶n(SiO2)是整個原料混合物n(Al2O3)∶n(SiO2)的平均值，而EDS的測試值僅是莫來石晶體的n(Al2O3)∶n(SiO2)。陶瓷是由莫來石晶體和玻璃相組成，S3中含有大量的玻璃相，而玻璃相主要由SiO2組成，因此，晶體處于富含氧化鋁的環(huán)境下，使得莫來石生長成棒狀莫來石晶體。

圖5 棒狀莫來石晶體中選擇區(qū)域的EDS能譜Fig.5 EDS spectrum of region selected in rod-shaped mullite crystals

2.2 宏觀形貌與性能

選取具有代表性的樣品(S3，S6，S7和S8)，它們具有不同的顏色和相似的光學(xué)宏觀形貌(見圖6)。

由圖6可以看出，S3呈現(xiàn)出類似于沙子的淺棕色，然而S8呈現(xiàn)出淡粉色。樣品的顏色隨n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加而變化，主要由反應(yīng)產(chǎn)物決定。結(jié)合上述XRD及SEM的分析可知，樣品S3中含有大量非晶態(tài)相(含有大量的非晶態(tài)SiO2、硅酸鹽等)，呈現(xiàn)淺棕色；S6樣品由于含有較高含量的莫來石和較少含量的非晶態(tài)相，呈現(xiàn)石灰色；可能含有少量赤褐色赤鐵礦使得S7和S8樣品呈現(xiàn)淡粉色。

陶瓷樣品除了顏色存在顯著差異以外，在體積方面也具有較大區(qū)別。定義高度或直徑的相對變化為Δ，Δ=(L-L0)/L0×100%(“-”表示收縮)，其中L是燒結(jié)后的高度或直徑，L0是燒結(jié)前的高度或直徑。圖7所示為陶瓷樣品外觀尺寸變化。由圖7可知，燒結(jié)陶瓷的高度和直徑的相對變化Δ具有一致性，相較于素坯，樣品S3和S6具有膨脹的現(xiàn)象，S3的膨脹更為明顯；樣品S7和S8略有收縮，陶瓷樣品整體仍保持與生坯一致的圓餅狀(見圖6)。

圖6 陶瓷樣品的光學(xué)宏觀形貌Fig.6 Optical macromorphology of ceramic samples

圖7 陶瓷樣品外觀尺寸變化Fig.7 Variation in appearance size of ceramic samples

對上述S3，S6，S7和S8樣品進行的EDS點掃描的結(jié)果表明，在所有樣品中均檢測到Si，Al和O，同時還發(fā)現(xiàn)了Ca，Na，K和Fe等少量雜質(zhì)元素，而這些雜質(zhì)元素會在Al2O3-SiO2體系中產(chǎn)生助熔效果，形成黏度較低的液相。RILEY[24]認(rèn)為滿足由SiO2、Al2O3和熔劑(CaO，MgO，F(xiàn)eO，F(xiàn)e2O3，K2O，Na2O)組成的三角相圖核心膨脹區(qū)成分要求的任何黏土或者其他原料，經(jīng)過加熱燒結(jié)都是可以膨脹的。因此，為了分析S3和S6樣品發(fā)生膨脹的原因，引入了SiO2-Al2O3-熔劑三元相圖(見圖8)，在相圖中，黑色虛線標(biāo)記的區(qū)域代表樣品的可擴展區(qū)域[25-26]。

在燒結(jié)氣氛為空氣的情況下，假設(shè)Si3N4完全氧化為SiO2，計算等價二氧化硅源的質(zhì)量。在此相圖中，計算并標(biāo)記了樣品S3，S6，S7和S8中SiO2、Al2O3和熔劑的含量。由圖8可以看出，S3，S6，S7和S8落于黑色虛線框外，而n(Al2O3)∶n(SiO2)越小則越接近于可擴展區(qū)域。上述分析表明，S3和S6樣品單純由SiO2、Al2O3、熔劑等化學(xué)成分無法實現(xiàn)膨脹，但實際上卻發(fā)生了膨脹現(xiàn)象。這可能是由于在高溫下，原料中的Si3N4與氧氣發(fā)生反應(yīng)(反應(yīng)(6)～反應(yīng)(8))，放出氣體，而在圖3的XRD譜中未觀察到Si2N2O的衍射峰，說明主反應(yīng)可能是反應(yīng)(6)；同時原料中的熔劑性原料(K2O，Na2O等)與燒結(jié)性原料(SiO2，Al2O3等)在高溫下共融，形成具有高黏度的硅酸鹽熔體，即玻璃相。當(dāng)玻璃相的黏度較高時，將導(dǎo)致Si3N4產(chǎn)生的氣體所受熔體對其壓力過大，無法逸出熔體，留在熔體內(nèi)部造成陶瓷整體膨脹。隨著材料在爐內(nèi)的冷卻，被玻璃相封閉在材料內(nèi)部的氣體成了閉氣孔，而未被封閉逸出到熔體表面的氣體冷卻后形成顯氣孔。

圖8 SiO2-Al2O3-熔劑相圖Fig.8 Silica-alumina-fluxing phase diagram

(6)

(7)

(8)

然而在S7和S8中出現(xiàn)略有收縮的趨勢是由于隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加，陶瓷樣品中能夠形成玻璃相的富硅物質(zhì)逐漸被Al2O3消耗，阻礙了玻璃相的擴散流動，并逐漸生成塊狀的莫來石晶體，致密化程度增加。同時相較于樣品S7，樣品S8的收縮率更大。這是因為莫來石的分子體積遠(yuǎn)高于剛玉的分子體積，分別為140.5 cm3/mol和25.5 cm3/mol[27]，這使得含有更多剛玉含量的樣品S8在宏觀上表現(xiàn)出更小的體積，這與本研究先前XRD與SEM的分析一致。

物理性能對陶瓷的應(yīng)用顯得尤為重要。圖9所示為不同n(Al2O3)∶n(SiO2)樣品(S3～S9)在1 500 ℃下燒結(jié)3 h后的物理性能變化曲線。由圖9可知，顯氣孔率和吸水率隨n(Al2O3)∶n(SiO2)的增加而降低并最終在n(Al2O3)∶n(SiO2)為1.5時趨于平緩，而樣品體積密度與顯氣孔率和吸水率的變化相反；抗折強度呈現(xiàn)隨n(Al2O3)∶n(SiO2)增加先增大后減小的趨勢，并在n(Al2O3)∶n(SiO2)為1.5時達到最大值。這是因為隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)的增大，低熔點的SiO2含量相對降低，表面形成的黏性玻璃狀物質(zhì)減少，被包裹的氣體就減少，同時逐漸生成大量的塊狀莫來石，陶瓷致密化程度變高，使得陶瓷顯氣孔率和吸水率降低而體積密度上升；添加的Al2O3可以生成莫來石，莫來石的強度高于石英及非晶態(tài)物質(zhì)的強度，在n(Al2O3)∶n(SiO2)為1.5時抗折強度達到最大值的原因，根據(jù)以往學(xué)者[28]的研究可能是適量的剛玉相與莫來石相之間的相互匹配，達到了增韌補強的作用，而過量的剛玉相則會破壞這種作用，因而陶瓷樣品S8具有最高的抗折強度。

圖9 不同n(Al2O3)∶n(SiO2)對顯氣孔率、吸水率和體積密度及抗折強度的影響Fig.9 Effects of different n(Al2O3)∶n(SiO2) on apparent porosity, water absorption, bulk density and flexural strength

3 結(jié) 論

1) 莫來石在所有燒結(jié)陶瓷中均為主導(dǎo)晶相。隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)由0.15增加至1.5，莫來石相的含量先增加后減少(n(Al2O3)∶n(SiO2)為1.2時達到最大值)，并且在燒結(jié)樣品中檢測到少量非晶態(tài)玻璃相、剛玉和微量的赤鐵礦。

2) 在燒結(jié)陶瓷樣品中出現(xiàn)了三種主要的微觀結(jié)構(gòu)——主組成為Si—Al—O的玻璃區(qū)域、棒狀莫來石結(jié)構(gòu)和塊狀莫來石結(jié)構(gòu)，隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)由0.6增加至1.5，玻璃區(qū)域和棒狀莫來石結(jié)構(gòu)逐漸減少，塊狀莫來石結(jié)構(gòu)逐漸增加。

3) 隨著n(Al2O3)∶n(SiO2)由0.6增加至1.5，燒結(jié)陶瓷的宏觀形貌逐漸由膨脹變向收縮。在研究的成型陶瓷中，膨脹不是因為原料本身的化學(xué)成分，而是由于Si3N4產(chǎn)生的氣體留在熔體內(nèi)部；由于莫來石化反應(yīng)，導(dǎo)致SiO2的含量減少，阻礙了玻璃相的擴散流動，同時剛玉的分子體積遠(yuǎn)小于莫來石的分子體積，這兩方面原因?qū)е铝颂沾傻牟粩嗍湛s。

4) 通過控制n(Al2O3)∶n(SiO2)，實驗得到了顯氣孔率為68.81%～35.10%、體積密度為0.96 g/cm3～1.96 g/cm3、吸水率為60.45%～19.08%和抗折強度為13.01 MPa～89.21 MPa的一系列莫來石陶瓷。利用產(chǎn)生的適量剛玉相與莫來石相的增強補韌的作用，可以使陶瓷獲得較高的抗折強度。