镁铬砖理化指标

     熔化部与冷却部池壁与玻璃液直接接触的镁铬砖厂家部分，受到高温，玻璃液引起的化学侵蚀和流动引起的机械物理冲刷，这个部位对耐火材料最主要条件是具有良好的抗玻璃液侵蚀性能，同时不能污染玻璃液。国内玻璃窑炉外普遍采用电熔锆刚玉砖和α-β刚玉砖、β刚玉砖砌筑。电熔锆刚玉砖的高温和抗玻璃液的性能优异，这是它获得了烧结耐火材料不可能获得的抗侵蚀性非常好的斜锆英石与α-Al2O3的共晶体，所以它作为玻璃窑炉熔化部池壁砖是非常合适的。α-β刚玉砖和β刚玉砖的主要晶相是刚玉，玻璃相含量仅为1%-2%，具有良好的抗侵蚀性能，与电熔锆刚玉砖的性能相比，由于不含ZrO2晶体，其反应层黏度小，在高温下不太稳定，所以砖的表面与玻璃液之间的扩散速度比较大，窑炉窑衬损毁较快。但在窑炉的使用温度低于1350℃时，α-β刚玉砖、β刚玉砖的抗侵蚀性能要比电熔锆刚玉砖好。因此α-β刚玉砖、β刚玉砖在温度低于1350摄氏度时，是冷却部等部位比较理想的耐火材料。

　　熔化部与冷却部池壁不与玻璃液直接接触的部分(也叫胸墙)，这个区域主要受碱蒸汽及配合料的冲刷作用，根据设计的不同，有的使用刚玉质材质，有的使用硅砖，这2种材料都能满足要求。因此挂钩转、直型砖常使用在这个部位。

熟料熔体渗入：熟料熔体主要源自窑料和燃料，渗入相主要是C2S、C4AF。其中渗入变质层中的C2S和C4AF会强烈地溶蚀 镁铬砖中的方镁石和铬矿石，析出次生的CMS和镁蔷薇辉石(C3MS2)等硅酸盐矿物，有时甚至还会析出钾霞石;而熔体则会充填砖衬内气孔，使该部分砖层致密化和脆化;加之热应力和机械应力双重作用，导致砖极易开裂剥落。因C2S、C4AF在550℃以上即开始形成，而预分解窑入窑物料温度已达800℃～860℃，因此熟料熔体渗入贯穿于整个预分解窑内，即熟料熔体对预分解窑各带窑衬均有 一定渗入侵蚀作用。转炉用耐火材料的发展

转炉中，为对高炉生产铁水中C、Si、Mn、P、S等成分进行调整，作业温度高达1600-1700℃，由于吹炼时产生的熔融氧化物（炉渣）碱性高，转炉炉壁一直使用MgO、CaO系列耐火材料。

      上世纪60-70年代开发使用了白云石系列（焦油粘结白云石砖、焙烧氧化镁-白云石砖等）耐火材料。然而使用白云石系列时由于消化、高热膨胀出现剥落问题，以及高耐用性能的要求，经过开发白云石C砖，80年代开发成功了MgO-C砖。作为转炉耐火材料于80年代MgO-C砖普遍推广。由于解决了白云石的消化问题，通过氧化镁与石墨的复合组合，大幅度提高耐炉渣蚀性，同时由于热膨胀辽宁镁铬砖低的石墨吸收了氧化镁的热涨，使其耐剥落性得到显著提高。即同时解决MgO-C砖先前作为耐火材料致命弱点耐蚀性（溶于炉渣的阻抗性）与耐裂性这两个相反性能的划时代技术，是日本耐火材料史上值得自豪的技术。

    进入90年代，为适应转炉寿命延长，针对提高MgO-C砖耐用性能进行了多种开发。其代表性开发内容有：从实际炉体使用时抑制石墨氧化的观点出发，添加金属Al或Al-Mg金属，B4C，CaB6等硼化物。另外，为提高针对炉渣耐蚀性，对氧化镁粒的高纯度化、粗结晶化以及石墨的高纯度化、粗结晶化等进行了改良。

    钢包最初使用高硅酸（蜡石）质耐火砖。从1960年代开始，随着二次精炼—连铸技术的普及，内衬耐火材料的使用条件更加苛刻，替换成鋯质耐火材料。从70年代开始，以实现筑炉作业的机械化、省力化为目的，且耐火材料不定形化盛行，对应高清洁钢需求的无硅化耐火材料的背景下，80年代后期开发了氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料。

     氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料稳定用于钢包中，但减少镁铬砖中间补修材料的使用量与延长大修后寿命的需求显而易见。钢包使用氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料时，炉衬侧壁部位由于炉渣浸透引起的构造剥落，再加上铺设部位构造散裂，以及耐火材料自身产生的热应力，引起的凸皱、皱裂造成损耗。这样，为减少氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料的损耗，开发了氧化铝-氧化镁材质不定形耐火材料。

    氧化铝-氧化镁材质可铸耐火材料与氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料相比较，热态线膨胀与发生热应力两大特征有显著的差异。观察氧化铝-氧化镁材质的热膨胀曲线与氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料的热态线膨胀曲线，氧化铝-氧化镁镁铬砖材质可铸耐火材料从约1400℃以上的温度开始急速膨胀，这主要是伴随体积膨胀生成的尖晶石。但氧化铝-尖晶石材质可铸耐火材料没有产生急剧的膨胀。