氫氧化鎂制備活性MgO 及MOC 的工藝研究

阿旦春 ，肖學(xué)英 ，文靜 ，董金美 ，鄭衛(wèi)新 ，常成功

（1. 中國科學(xué)院青海鹽湖研究所，中國科學(xué)院青海鹽湖資源綜合高效利用重點實驗室，青海省鹽湖資源化學(xué)重點實驗室，青海 西寧 810008；2. 中國科學(xué)院大學(xué)，北京 100049）

氯氧鎂水泥（Magnesium oxychloride cement,MOC）, 亦稱氯氧鎂膠凝材料，是由含活性MgO 和MgCl2溶液及其他填料按一定配比制備的氣硬性膠凝材料。因其具有熱導(dǎo)率低、抗腐蝕性能強、凝結(jié)時間快，早期強度高和耐火性優(yōu)良等優(yōu)點[1-3]，而被廣泛應(yīng)用于防火板、煙囪、通風(fēng)管道、電纜橋架、礦井支架、活動房屋和裝飾構(gòu)件等方面。

活性MgO 廣泛應(yīng)用于氯氧鎂水泥、電子元件、氣體吸附、橡膠工業(yè)、多功能陶瓷以及醫(yī)療行業(yè)[4-5]。菱鎂礦制備活性MgO 的工藝成熟，產(chǎn)品性質(zhì)穩(wěn)定，但由于大型菱鎂礦礦床分布相對集中，提高了西部地區(qū)活性MgO 的供給成本[6]。我國柴達(dá)木地區(qū)鹽湖是天然的高鎂鋰比鹽湖，鹽湖資源開發(fā)利用過程中副產(chǎn)大量的富鎂副產(chǎn)品，如以鹽湖富鎂副產(chǎn)物代替菱鎂礦制備活性MgO 則可有效降低西部地區(qū)MgO 供給成本，且可提高鹽湖資源利用率。

本文以電石渣和MgCl2為原料制備的Mg(OH)2為原料，研究煅燒溫度、保溫時間、粒徑、比表面積、MgO 活性和凝結(jié)時間的影響。并在此基礎(chǔ)上選擇合適的煅燒工藝和原料配比制備MOC 試件，研究煅燒溫度、活性MgO 與MgCl2摩爾比、H2O 與MgCl2摩爾比對不同齡期MOC 試件抗壓強度、物相組成和微觀形貌的影響規(guī)律。

1 實驗部分

1.1 活性MgO 的制備及表征

因原料中含有較多的Cl-，為降低Cl-對設(shè)備的腐蝕，采用原料與水按質(zhì)量比為1∶10 洗滌一次以降低原料中Cl-含量。洗滌前后原料中化學(xué)組成見表1。洗滌后原料組成為：Mg(OH)287%，CaCO34.1%，SiO21.5%，Al2(SO4)31%，酸不溶物 0.8%，NaCl 0.6%和AlCl30.6%。

表1 原料的化學(xué)組成/%Table 1 Chemical composition of raw materials

為制得化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定的活性MgO，首先將洗滌后的原料在105℃干燥至恒重，然后將其粉碎至-120 μm 作為煅燒前軀體備存。前軀體在400～800℃下分別保溫10、30、60 和90 min 制備活性MgO，并采用水合法[7]測定MgO 活性。

同時取不同煅燒工藝制備的的活性MgO，由無水乙醇作為分散劑，使用激光粒度分析儀測定MgO 顆粒的粒徑與比表面積。按活性MgO∶MgCl2∶H2O 的摩爾比為5∶1∶13 的配比制作MOC 漿料，待機械攪拌均勻后，倒入模具并刮平。遵照《GB/T 1019—2002 水泥標(biāo)準(zhǔn)稠度、凝結(jié)時間、安定性檢驗方法》中的“菱鎂制品用活性MgO 標(biāo)準(zhǔn)”測定活性MgO 的凝結(jié)時間。

1.2 MOC 試件的制備及表征

H2O 與MgCl2配制一定濃度的MgCl2的溶液，MgCl2溶液的濃度以波美度表示。并以不同溫度下煅燒產(chǎn)物為原料，按照設(shè)計的原料摩爾配比制備MOC 漿料。將混合均勻的MOC 漿料注入2 cm × 2 cm × 2 cm 的鋼制模具，然后排出氣泡并壓實，密閉條件養(yǎng)護(hù)24 h 后脫模，而后相同條件下養(yǎng)護(hù)至不同齡期。制備MOC 試件的原料及配比見表2。

表2 MOC 試件的原料摩爾配比Table 2 Molar ratio of raw materials for magnesium oxychloride cement specimens

待MOC 試件養(yǎng)護(hù)至一定齡期，使用微機電液伺服壓力試驗機測定MOC 試件的抗壓強度。然后將MOC 試件研磨至一定粒度后，使用X-射線衍射儀分析MOC 試件物相組成。采用Total Pattern Solution (Topas，Bruker 公司）分析軟件對XRD圖譜進(jìn)行定量分析。選取較小的薄片狀MOC 試件作噴金處理，然后使用掃描電子顯微鏡對MOC 的微觀形貌進(jìn)行表征。

2 結(jié)果與討論

2.1 煅燒工藝對MgO 顆粒比表面積與粒徑的影響

圖1(a)和圖1(b)分別是煅燒溫度和保溫時間對煅燒產(chǎn)物顆粒和比表面積影響曲線。由圖1(a)可知，當(dāng)煅燒溫度為400℃時，煅燒產(chǎn)物的比表面積為61.78 m2/g。隨煅燒溫度的升高，煅燒產(chǎn)物的比表面積降低。由圖1(b)可知，隨著保溫時間的延長，煅燒產(chǎn)物顆粒的比表面積逐漸降低，但降低幅度較小，表明保溫時間對顆粒的比表面積影響較小。

圖1 煅燒工藝對MgO 比表面積的影響Fig.1 Effect of calcining process on MgO specific surface area

煅燒過程中，熱量由表及里的傳到顆粒內(nèi)部，而顆粒內(nèi)部的結(jié)合水由內(nèi)向外擴(kuò)散，留下傳質(zhì)通道，顆粒結(jié)構(gòu)疏松，比表面積增大。當(dāng)煅燒至一定階段，顆粒內(nèi)外傳質(zhì)速率逐漸降低，煅燒產(chǎn)物顆粒上的孔道逐漸封閉，煅燒產(chǎn)物的比表面積減小。同時，MgO 晶體的生長趨于完善，晶體缺陷減少，晶格畸變降低[8]。

圖2 是不同煅燒溫度下煅燒產(chǎn)物的粒徑分布圖和粒度分布累計曲線。當(dāng)煅燒溫度為400～700℃時，煅燒產(chǎn)物粒度分布累計曲線峰值逐漸上移，表明隨煅燒溫度升高，煅燒產(chǎn)物顆粒粒徑收縮加劇。例如，未煅燒產(chǎn)物中粒徑小于60 μm占總體積的84.06%，400～700℃煅燒產(chǎn)物中粒徑小于60 μm 分別占總體積的87.14%、87.28%、87.73%和88.62%。當(dāng)煅燒溫度由700℃升高至800℃時，煅燒產(chǎn)物中較小粒徑顆粒集聚成較大粒徑的顆粒，導(dǎo)致相同粒徑范圍內(nèi)，其體積占比下降。如800℃煅燒產(chǎn)物中粒徑小于90 μm 的顆粒占總體積的92.03%，而700℃煅燒產(chǎn)物中粒徑小于90 μm 的顆粒占總體積的96.09%。綜上所述，隨煅燒溫度的升高，煅燒產(chǎn)物中顆粒粒徑呈先減小后增大的趨勢，且當(dāng)煅燒溫度為700℃時，煅燒產(chǎn)物的粒徑收縮幅度較大。

圖2 煅燒溫度對粒徑的影響Fig.2 Effect of calcining temperature on particle size

圖3 是不同保溫時間煅燒產(chǎn)物的粒徑分布圖和粒徑分布累積曲線。由圖3(a)可知，隨保溫時間延長，煅燒產(chǎn)物中粒徑小于30 μm 的顆粒的曲線斜率增大，表明隨保溫時間延長粒徑小于30μm 的顆粒燒結(jié)逐漸增多。由圖3(b)可知，600℃保溫30 min 煅燒產(chǎn)物中粒度小于60 μm 的顆粒占總體積的87.28%，而保溫60、90、120 和150 min煅燒產(chǎn)物中粒度小于60 μm 的顆粒分別占總體積的87.47%、85.75%、85.23% 和84.66%。隨保溫時間的延長，煅燒產(chǎn)物中粒度小于30 μm 的顆粒變化趨勢也呈現(xiàn)相同的變化趨勢。當(dāng)保溫時間為30、60、90、120 和150 min 時，煅燒產(chǎn)物中粒徑小于30 μm 的顆粒分別占總體積的66.26%、67.91%、66.24%、61.78% 和60.3%。綜上所述，隨保溫時間延長，煅燒產(chǎn)物的粒徑先收縮后燒結(jié)，當(dāng)保溫時間為60 min，煅燒產(chǎn)物的粒徑收縮程度較大。

圖3 保溫時間對粒徑的影響Fig.3 Effect of holding time on particle size

2.2 煅燒時間對MgO 活性的影響

圖4 是前驅(qū)體在400～800℃保溫30、60 和90 min 煅燒產(chǎn)物中活性MgO 含量曲線。由圖4可知，隨煅燒溫度升高，煅燒產(chǎn)物中活性MgO 含量逐漸增加，800℃時MgO 活性較高。隨著保溫時間時間延長，MgO 活性逐漸增加。當(dāng)煅燒溫度為400～500℃時，煅燒產(chǎn)物中活性MgO 含量隨保溫時間延長而增加明顯。當(dāng)煅燒溫度為500～800℃時，隨保溫時間延長，煅燒產(chǎn)物中活性MgO含量增幅減小。

圖4 煅燒工藝對活性MgO 影響Fig.4 Effect of holding time on activity MgO

Mg(OH)2在340～450℃分解[9]，因此在400～500℃時原料中的Mg(OH)2分解生成MgO。高于500℃時，Mg(OH)2基本分解完全。煅燒過程中，結(jié)晶水逐漸脫離使Mg(OH)2晶體中引起較大的晶格畸變，Mg(OH)2晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生破裂，生成體積更小的MgO，因此可以認(rèn)為Mg(OH)2晶體的破碎是生成MgO 的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。MgO 的活性是由顆粒的比表面積和晶體形貌決定的，若MgO 晶體結(jié)構(gòu)松散，晶體缺陷較多，晶格畸變明顯，則MgO 表面價鍵的不飽和性加強，易與其他物質(zhì)發(fā)生物理化學(xué)反應(yīng)，表觀表現(xiàn)為MgO 活性較高[10]，反之則MgO 活性較低。

一般認(rèn)為，600℃煅燒Mg(OH)2制備活性的MgO 具有較高的活性，且隨著煅燒溫度的升高和保溫時間的延長，MgO 晶體缺陷減少，晶粒尺寸增大，MgO 活性下降[11]。而由上已知，隨煅燒溫度的升高和保溫時間的延長，測得煅燒產(chǎn)物中活性MgO 含量逐漸上升。這是由于隨煅燒溫度的升高，CaCO3分解為CaO，使用水合法測定活性時，自由水不僅與MgO 反應(yīng)生成Mg(OH)2，而且與CaO 反應(yīng)生成Ca(OH)2，參與反應(yīng)的自由水增大，導(dǎo)致實測的煅燒產(chǎn)物中MgO 活性增加。

2.3 煅燒溫度和保溫時間對凝結(jié)時間的影響

活性MgO 的凝結(jié)時間是其本身的一種屬性。凝結(jié)時間的快慢代表了材料由凝膠相到形成硬化表面所需的時間。較快的凝結(jié)時間表明凝膠相中化學(xué)反應(yīng)較為劇烈，此時反應(yīng)的放熱速率增加，易造成MOC 試件內(nèi)部放熱及應(yīng)力集中，影響MOC試件的力學(xué)性能。反之，較慢的凝結(jié)時間表明凝膠相內(nèi)化學(xué)反應(yīng)速率較小，影響MOC 試件的成型，使MOC 試件的早期抗力學(xué)性能降低。因此為制得早期抗力學(xué)性能較高，且力學(xué)性能保持較穩(wěn)定的MOC 試件，應(yīng)避免凝膠相內(nèi)化學(xué)反應(yīng)速率的過快或過慢。一般認(rèn)為MgO 顆粒的粒徑、比表面積、MgO 活性和原料配比是影響凝結(jié)時間的主要因素。本文通過固定原料配比，研究煅燒工藝對凝結(jié)時間的影響。

圖5 是煅燒溫度和保溫時間對凝結(jié)時間的影響曲線。由圖5 可知，隨著煅燒溫度的升高，煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間呈延長趨勢。當(dāng)煅燒溫度為800℃時，其產(chǎn)物的凝結(jié)時間明顯放緩，約是700℃煅燒產(chǎn)物凝結(jié)時間的5 倍。表明800℃煅燒后，MgO 與MgCl2溶液反應(yīng)壁壘增加，生成硬化膠凝相的反應(yīng)歷程延長。隨保溫時間延長，煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間隨之延長，但其程度弱于煅燒溫度對凝結(jié)時間的影響。

圖5 煅燒溫度和保溫時間對凝結(jié)時間的影響Fig.5 Effect of holding temperature and time on setting time

上文提及隨著煅燒溫度升高和保溫時間的延長，MgO 顆粒的比表面積逐漸較小，MgO 晶體的晶格畸變減少。當(dāng)MgO 與MgCl2溶液反應(yīng)時，較小比表面積減少了反應(yīng)的接觸面，延滯了反應(yīng)速率。隨晶體晶格畸變和缺陷的減少，MgO 晶體與MgCl2溶液反應(yīng)接觸位點減少，水化反應(yīng)被阻隔，水化硬化過程延長。

2.4 煅燒溫度、原料配比及MgCl2 溶液波美度對MOC 試件抗壓強度的影響

前文述及隨煅燒溫度增加，煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間逐漸增長。400℃煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間較快，而800℃煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間明顯延長，因此選擇原料的煅燒溫度為500～700℃。隨保溫時間延長，煅燒產(chǎn)物中活性MgO 含量增加不明顯，尤其當(dāng)煅燒溫度大于500℃時，保溫時間對MgO 的活性影響較小。因此以500～700℃保溫30 min 的煅燒產(chǎn)物為原料，在正交實驗基礎(chǔ)上優(yōu)選原料配比制備MOC 試件，進(jìn)一步研究煅燒溫度、MgO 與MgCl2摩爾比、MgCl2溶液波美度對MOC 試件性質(zhì)的影響。

2.4.1 煅燒溫度的影響

圖6 是以不同溫度下煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的3、7 和28 d 齡期抗壓強度圖。由圖6 可知，600℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件具有較高的抗壓強度。且隨著齡期延長，MOC 試件的抗壓強度逐漸增加。隨煅燒溫度的升高，煅燒產(chǎn)物的比表面積逐漸減小。而采用相同的配比制備MOC 試件時，較大比表面積的MgO 顆粒與MgCl2溶液反應(yīng)過快，即能與單位質(zhì)量MgO 顆粒反應(yīng)的MgCl2溶液質(zhì)量更多，導(dǎo)致MOC 試件水化不均，此外MOC 試件中還剩余一定量未反應(yīng)完全的MgO，這與MOC 試件物相的Topas 軟件定量分析結(jié)果（見表3）一致。外力作用時MOC 試件中存在更易引起應(yīng)力集中，導(dǎo)致MOC 試件的抗壓強度降低。而較小比表面積的MgO 顆粒與MgCl2溶液反應(yīng)速率較低，雖有利于MOC 試件中晶體的生長，但也降低了MOC 試件抗壓強度增長速率，致使相同齡期下，700℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的抗壓強度相對較低。因此為制得抗壓強度較高的MOC 試件，原料的煅燒溫度為600℃較為恰當(dāng)。

圖6 不同煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的抗壓強度Fig.6 Compressive strength of MOC specimens prepared from different calcined products

表3 不同煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的28 d 齡期物相組成及含量Table 3 Crystalline phases and their quantity of 28 day age of MOC specimens prepared from different calcinations

圖7 是由不同溫度下煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的28 d 齡期XRD。由圖7 可知，MOC 試件中主要存在的物相為5 Mg(OH)2·MgCl2·8H2O（簡稱：P518）、MgO 和Mg(OH)2。使用Topas 軟件對XRD 圖譜的定量分析，其結(jié)果見表3。由表可知，500℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 中P518 含量為89.09%，此外還存有少量的MgO，這是由于高比表面積的MgO 更易與MgCl2溶液反應(yīng)，致使活性MgO 過剩。600℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 中P518含量為93.63%。而MOC 試件中P518 是主要的強度支持相，因此由600℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件抗壓強度高于500℃煅燒產(chǎn)物制備MOC 試件抗壓強度。

圖7 由不同煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的28 d 齡期XRDFig.7 XRD patterns of 28 day age of MOC specimens prepared from different calcinations

根據(jù)表3 數(shù)據(jù)可知，由600℃和700℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件中P518 相含量差異不明顯，而由圖8 可知，MOC 試件的微觀結(jié)構(gòu)存有差異。600℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的微觀形貌較為均勻，且試件主要由較粗的棒狀晶體與塊狀凝膠相晶體組成，粗的棒狀晶體與較小的塊狀凝膠相穿插生長、相互堆積，織成密實的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。700℃煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件中棒狀晶體含量減少，凝膠相增多，且凝膠相分布不均，試件內(nèi)形成疏密不均的結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致MOC 試件的密實性降低，MOC 試件抗外應(yīng)力性能下降。

圖8 由不同煅燒產(chǎn)物制備的MOC 試件的28 d 齡期SEM 形貌Fig.8 SEM morphology of 28 day age of MOC specimens prepared from different calcinations

2.4.2 活性MgO 與MgCl2摩爾比的影響

圖9 是由不同活性MgO 與MgCl2的摩爾比制備MOC 試件的3、7 和28 d 齡期抗壓強度圖。由圖9 可知，當(dāng)MgO 與MgCl2摩爾比為6 時MOC試件的抗壓強度較高，且隨齡期增長，MOC 試件抗壓強度逐漸增加。

圖9 由不同MgO 與MgCl2 摩爾比制備的MOC 試件的抗壓強度Fig.9 Compressive strength of MOC specimens prepared from different MgO and MgCl2 molar ratios

圖10 是由不同活性MgO 與MgCl2摩爾比制備MOC 試件的28 d 齡期XRD 圖譜。采用Topas軟件對XRD 圖譜進(jìn)行定量分析，其結(jié)果見表4。由表4 可知，隨著活性MgO 與MgCl2摩爾比的增大，MOC 試件中P518 含量逐漸降低，未反應(yīng)完全的MgO 含量逐漸增多。表明隨MgO 與MgCl2的摩爾比的增加，與MgO 反應(yīng)的MgCl2溶液質(zhì)量逐漸減少，致使MgO 的轉(zhuǎn)化率降低，使得試件中殘留一定量的MgO。但MOC 試件抗壓強度變化趨勢與P518 含量變化趨勢不一致，表明抗壓強度還與MOC 的其他性質(zhì)有關(guān)。

圖10 由不同MgO 與MgCl2 摩爾比制備的MOC 試件的28 d 齡期XRDFig.10 XRD patterns of 28 day age of MOC specimens prepared from different molar ratios between MgO and MgCl2

表4 由不同MgO 與MgCl2 摩爾比制備的MOC 試件的28 d 齡期物相及含量Table 4 Crystalline Phases and their quantity of 28 day age of MOC specimens prepared from different molar ratios between MgO and MgCl2

圖11 是由不同活性MgO 與MgCl2摩爾比制備的MOC 試件的28 d 齡期SEM 形貌。由圖可知，當(dāng)活性MgO 與MgCl2摩爾比為5 時，MOC試件中較多的棒狀晶體，這些棒狀晶體相互穿插、搭接，形成疏松的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)活性MgO 與MgCl2摩爾比為7 時，MOC 試件中凝膠相為主要組成相，凝膠相之上附著少量不規(guī)則的片狀晶體。但MOC 試件中水化反應(yīng)不均勻，不同形貌的晶體存在明顯的界限，形成密實度不一的形貌結(jié)構(gòu)，為力學(xué)性能的表征帶來不穩(wěn)定因素。

圖11 由不同MgO 與MgCl2 摩爾比制備的MOC 試件的28 d 齡期SEM 形貌Fig.11 SEM morphology of 28 day age of MOC specimens prepared from different molar ratios between MgO and MgCl2

綜上所述，隨著活性MgO 與MgCl2摩爾比的增大，與活性MgO 反應(yīng)的MgCl2溶液質(zhì)量逐漸減少，生成P518 的含量逐漸降低。因此，當(dāng)活性MgO 與MgCl2摩爾比為7 時MOC 試件中剩余一定量的MgO。且MOC 試件主要由凝膠相構(gòu)成，不同形貌的晶體邊界明顯，試件的抗壓強度較低。當(dāng)活性MgO 與MgCl2摩爾比為5 時，MOC試件中存在大量的棒狀晶體，不規(guī)則的棒狀晶體織成多孔的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，試件的抗壓強度較致密的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)試件有一定降低。當(dāng)活性MgO 與MgCl2摩爾比為6 時，MOC 試件中，棒狀晶體與凝膠相織成的密實結(jié)構(gòu)提高了MOC 試件的抗壓強度。

2.4.3 MgCl2溶液波美度的影響

圖12 是由不同MgCl2溶液波美度制備的MOC試件的3、7 和28 d 齡期抗壓強度圖。由圖12可知，當(dāng)MgCl2溶液波美度27 時MOC 試件的抗壓強度較高，且隨著齡期延長，不同波美度MgCl2溶液制備的MOC 抗壓強度逐漸增長。隨MgCl2溶液波美度的增加，MOC 試件中自由水的含量逐漸增加。當(dāng)MOC 漿料中自由水含量較低時，試件的流動性能下降，易造成試件內(nèi)水化反應(yīng)不均，且水化反應(yīng)熱不易被轉(zhuǎn)移，不利于試件內(nèi)晶體的生長。當(dāng)試件中自由水含量較多時，試件的凝結(jié)時間減緩，試件的早期抗壓強度較低[12]。

圖12 由不同波美度MgCl2 溶液制備的MOC 試件的抗壓強度對比Fig.12 Comparison of the compressive strength of MOC specimens prepared from MgCl2 solution with different baume degrees

圖13 是由不同波美度MgCl2溶液制備MOC試件的28 d 齡期XRD。采用Topas 軟件對其進(jìn)行定量分析，結(jié)果見表5。由表5 可知，MOC 試件中主要物相為P518，其含量大于90%，其余為Mg(OH)2和SiO2，且組分含量基本相當(dāng)。表明MgCl2溶液波美度對28 d 齡期MOC 試件的物相組成影響較小。

表5 由不同波美度MgCl2 溶液制備的MOC 試件的28 d 齡期物相及含量Table 5 Crystalline phases and their quantity of 28 day age of MOC specimens prepared from MgCl2 solution with different baume degrees

圖13 由不同波美度MgCl2 溶液制備的MOC 試件的28 d 齡期XRDFig.13 XRD patterns of 28 day age of MOC specimens prepared from MgCl2 solution with different baume degrees

圖14 是由不同波美度MgCl2溶液制備的MOC試件的28 d 齡期SEM 形貌。由圖14 可知，當(dāng)MgCl2溶液波美度為30 時，MOC 試件主要由凝膠相組成，凝膠相整體結(jié)構(gòu)較為規(guī)整，棒狀晶體附著于凝膠相表面或集中于凝膠相表面凹陷處，試件的密實度提高，但試件中棒狀晶體與凝膠相變邊界明顯，表明試件中存在水化反應(yīng)不均的情況，這由該組試件中自由水含量較低引起。當(dāng)MgCl2溶液波美度為27 時，MOC 試件中塊狀凝膠相與棒狀晶體相互穿插，形成致密的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，MOC 試件的抗壓強度提高。當(dāng)MgCl2溶液波美度為24 時，MOC 試件中引入較多的自由水，待試件中自由水逐漸蒸出后，留下較多的空隙，形成多孔的毛氈狀結(jié)構(gòu)，MOC 試件的抗壓強度欠佳。

圖14 由不同波美度MgCl2 溶液制備的MOC 試件的28 d 齡期SEM 形貌Fig.14 SEM morphology of 28 day age of MOC specimens prepared from MgCl2 solution with different baume degrees

3 結(jié) 論

(1)隨煅燒溫度的升高和保溫時間的延長，MgO 顆粒的比表面積逐漸降低；而MgO 顆粒的粒徑隨煅燒溫度的升高而呈現(xiàn)先降后增的趨勢，700℃時顆粒的粒徑收縮幅度較大，而800℃時小粒徑的顆粒逐漸集聚成為較大粒徑的顆粒。隨保溫時間的延長，MgO 顆粒的粒徑呈先降低后增加的趨勢，保溫60 min 的煅燒產(chǎn)物粒徑收縮幅度較大。

(2)隨煅燒溫度的升高和保溫時間的延長，MgO 的活性逐漸增加，且高于500℃時，保溫時間對MgO 的活性影響較小。

(3)隨煅燒溫度的升高和保溫時間的延長，煅燒產(chǎn)物的凝結(jié)時間逐漸延長，且煅燒溫度對凝結(jié)時間的影響更加明顯。

(4)當(dāng)煅燒溫度為600℃，活性MgO 與MgCl2摩爾比為6，MgCl2溶液波美度為27 時MOC 試件的抗壓強度較佳，且MOC 試件微觀形貌主要由凝膠相與棒狀晶體穿插、堆積而成，試件的結(jié)構(gòu)較為致密。