Für das Einstellen der geforderten Zielgehälter an Phosphor im LD-Rohstahl ist dessen Abbindung in den sich bildenden mineralogischen Phasen der LD-Schlacke sowie die sich einstellende Schlackenviskosität entscheidend. Um die Auswirkung schwankender Rohstoffqualitäten und damit einhergehend signifikant erhöhter Initial-Phosphorgehälter im Roheisen (bis zu 1200 ppm) hinsichtlich der Phasenausbildung und damit dem potenziellen Phosphoraufnahmevermögen der Schlacke zu untersuchen, wurde der mineralogische Aufbau von Betriebsschlacken mit einem gezielt eingestelltem P‑Start-Gehalt von 1200 ppm mit Hilfe der analytischen Methoden LIMI, REM-BSE/EDX, RFA und XRD bestimmt und jener mit dem ebenfalls analysierten Aufbau von Referenzschlacken (P-Start-Gehalt < 25 ppm) gegenübergestellt. Weiters wurde für die Bewertung der Plausibilität und der künftigen Anwendbarkeit thermodynamisch ermittelter Ergebnisse ein Vergleich der experimentell identifizierten Phasenzusammensetzung, mit jener aus den thermodynamischen Berechnungen mittels der Software FactSage 8.1 durchgeführt. Dabei wurde durch die durchgehende Präsenz des β‑Dicalciumsilikats (Larnit) in den High-P-Schlacken, welche als Hauptphase für die Entphosphorung wirkt, der P‑Einbau in dieser Phase über alle Methoden hinweg identifiziert. Allerdings geht sowohl analytisch als auch thermodynamisch berechnet hervor, dass jenes zusammen mit den anderen primär auftretenden Phasen der Schlacke als Festphase vorliegt, wodurch bei hohen P‑Gehältern die Schlackenviskosität, welche ein entscheidender Faktor für das Ablaufen der metallurgischen Frischreaktionen im LD-Konverter ist, maßgeblich beeinflusst wird und damit das Optimierungspotential hinsichtlich der Steuerung der Phasenausbildung durch Anpassung der Zugaben limitiert ist.
Hinweise
Hinweis des Verlags
Der Verlag bleibt in Hinblick auf geografische Zuordnungen und Gebietsbezeichnungen in veröffentlichten Karten und Institutsadressen neutral.
1 Einleitung
Aufgrund der schwankenden Rohstoffqualität hinsichtlich des Phosphorgehaltes von Sinter, Stückerz und Pellets ist künftig mit einem bedeutend höheren P‑Eintrag (bis zu 0,12 m.-% statt 0,06 m.-%) durch das Roheisen (RE) zu rechnen. Dieser um bis zu 100 % erhöhte P‑Ausgangsgehalt muss in weiterer Folge im LD-Prozess auf die geforderten Zielgehälter gefrischt werden. Allerdings ist ohne Optimierung der Prozessfahrweise eine P‑Erhöhung im Rohstahl von ca. 9 ppm je 100 ppm P im RE zu erwarten und somit die Gefahr von P‑Überschreitungen im Rohstahl signifikant erhöht. Für die benötigte P‑Abbindung ist hierbei die Schlackenfahrweise, genauer die mineralogische Phasenzusammensetzung der Schlacken während der Prozesszeit und die sich damit einstellende Schlackenviskosität entscheidend. Aus der Literatur [1‐17] ist bekannt, dass sich LD-Schlacken mit einem P2O5-Gehalt von 1–3 m.-% aus den Phasen Dicalciumsilicat (2CaO.SiO2 oder C2S), Tricalciumsilicat (3CaO.SiO2), Dicalciumferrit (2CaO.Fe2O3) und Wüstit ((Fe, Mn, Mg, Ca)O) zusammensetzen. Das als Festphase vorliegende Dicalciumsilikat übernimmt dabei bei einem im Prozess vorliegenden SiO2/P2O5-Verhältnis von größer 0,6 die Hauptrolle für die Entphosphorung. Es bindet die durch die Sauerstoffreaktion entstandenen PO43--Anionenkomplexe durch die Substitution von SiO44--Anionenkomplexe im SiO44--Tetraeder im festen Mischkristall mit ein und bildet so die Phase 2CaO.SiO2-3CaO.P2O5 (kurz C2S‑C3P) nach Gl. 1 [4, 18].
Da das Dicalciumsilicat gemeinsam mit dem aus der Feststoffreaktion stammende Dicalciumsilikat-Tricalciumphosphat und den Primärphasen in fester Form vorliegt, wird das Entphosphorungspotential bzw. die Geschwindigkeit der Stoffübergangsphänomene der Schlacke nicht nur von deren Menge, Verteilung und Größe, sondern auch von der sich dadurch ändernden effektiven Viskosität (fester + flüssiger Anteil der Schlacke) maßgeblich beeinflusst [19‐21].
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Ziel dieser Untersuchungen ist daher, die Auswirkung des hohen P‑Gehalts im chargierten RE auf die Phasenausbildung und -detektierbarkeit mit Hilfe der analytischen Methoden wie Röntgenfluoreszenzspektroskopie (RFA), Lichtmikroskopie (LIMI), Rasterelektronenmikroskopie/Energiedispersive Röntgenanalyse (REM/EDX) und Röntgenbeugungsanalyse (XRD) zu bestimmen und jene auf Vergleichbarkeit mit den Ergebnissen aus den thermodynamischen Berechnungen mittels FactSage 8.1 zu überprüfen. Weiters gilt es, eine Aussage über die Anwendbarkeit dieser Methoden für die Phasencharakterisierung von Schlacken zu treffen.
2 Experimentelles
2.1 Versuchsdesign und Methodik
Für die Herstellung der Schlackenproben wurde vor Behandlungsbeginn mit Hilfe von Ferrophosphor ein Initial-Phosphorgehalt von 0,12 m.-% im chargierten Roheisen eingestellt. Weiters wurde für die high-P-Versuche jeweils eine Kalkzugabemenge von 10.500 kg und eine Ziel-Blasendtemperatur von 1640 °C bzw. eine Abstichtemperatur von 1620 °C angestrebt, um möglichst vergleichbare Prozessbedingungen herzustellen. Um die Auswirkung des erhöhten Phosphorgehaltes im Roheisen auf die Phasenausbildung in der LD-Schlacke nachvollziehen zu können, wurden anhand von „Doppelbläserschmelzen“ Referenzproben (low-P-Versuche) mit einem möglichst niedrigen Initial-Phosphorgehalt (0,0025 m.-%) erzeugt und jene ebenfalls mit den entsprechenden analytischen Methoden untersucht. Dabei wird ähnlich wie bei einer Zweikonverterfahrweise nach der ersten Prozessstufe (Entphosphorung) ein Zwischenabstich durchgeführt und dann in der zweiten Prozessstufe mit der erneut chargierten Schmelze die Schlacke neu aufgebaut. Die Probennahme der Schlackenproben wurde direkt am Tiegel aus einer Schlackenmenge von ca. 20 t sowohl unmittelbar nach der Standardprozesszeit (STD) als auch nach einer zusätzlichen Homogenisierungsbehandlung (STD + HOM) bzw. bei den Doppelbläserschmelzen (DB) nach einer anschließenden O2-Behandlung (DB + O2) mit Hilfe einer Probenspirale, wie in Abb. 1 ersichtlich, durchgeführt.
Durch das direkte Abschlagen der Schlacke am Boden kann von einer rapiden Luftabkühlung ausgegangen werden. Die abgeschlagene Schlacke wurde anschließend vorgebrochen, ferromagnetische Partikel wurden abgeschieden und die Probenmenge für die jeweiligen Untersuchungen wurde separiert.
2.2 Analytik
2.2.1 Röntgenfluoreszenzanalyse (RFA)
Die Analyse der chemischen Zusammensetzung der einzelnen Schlackenproben erfolgte über Röntgenfluoreszenzanalyse (RFA) anhand von Pulverpresslingen unter Verwendung des ARL 9900 (Thermo Fisher Scientific Inc., Waltham, Massachusetts).
2.2.2 Probenpräparation (LIMI + REM)
Zur licht- und elektronenmikroskopischen Untersuchung der Schlacken wurden ausgewählte Partikel der einzelnen Proben in Bakelitharz (bei 180 °C für 12 min) eingebettet und die vorhandenen Poren anschließend mit 0,1 mm Glaskugeln und Cyanacrylat befüllt. Daraufhin erfolgte ein manuelles Schleifen mit SiC-Schleifpapier der Körnungen #180, #320, #800, #1200 und #4000. Abschließend wurden die Proben mit MD-Mol-3 µm und MD-Mol-1 µm endpoliert. Bei der gesamten Präparation ist auf eine H2O‑freie Präparation zu achten. Für eine verbesserte Kontrastrierung wurde nach der Aufnahme der „ungeätzen“ Schliffe eine gezielte „H2O‑Ätzung“ durch ein kurzes Abspülen der Probe mit Leitungswasser durchgeführt. Dadurch war es möglich, durch die Hydratation der kalkhaltiger wasserätzbaren Phasen Calciumwüstit und C2S-C3P Niederschlagsätzeffekte zu erzielen und so die lichtmikroskopische Phasenidentifikation zu erleichtern [22].
2.2.3 Rasterelektronenmikroskopie – BSE/EDX
Zum elektronenmikroskopischen Phasennachweis wurden die nicht leitfähigen Proben mit einem Kupferband kontaktiert und mit Kohlenstoff besputtert. Die vorab am Lichtmikroskop ausgewählten Bereiche (Bildausschnitt 100 × 75 µm) wurden hier ebenfalls mit dem Schottky-Feldemitter-Rasterelektronenmikroskop TESCAN CLARA (TESCAN GmbH, Dortmund, Deutschland) unter einer Anregungsspannung von 20 keV und einem Arbeitsabstand von 10 mm mit dem 4Q-BSE-COMPO-Detekor abgebildet. Zur Aufnahme der Flächenspektren der Phasen und der Elementverteilungs-Mappings wurde der 80 mm2 SSD-EDX-Detektor (Oxford Instruments X‑MaxN 80, Oxford Instruments GmbH NanoAnalysis, Wiesbaden, Deutschland) verwendet. Die Mappings wurden bei 20 keV Anregungsspannung, 1 nA Strahlstrom und 10 h Messzeit durchgeführt.
2.2.4 XRD-Analyse
Um eine verbesserte Probenhomogenität bei der Röntgenbeugungsanalyse (XRD) zu erreichen, wurden vorab größere Mengen der einzelnen Schlacken auf Analysefeinheit (< 200 µm) gemahlen. Daraufhin wurden jene Pulver mit Hilfe des XRD Rigaku SmartLab (Rigaku Europe SE, Neu-Isenburg, Deutschland) unter Verwendung einer Co-Kα-Strahlung mit einer Röhrenspannung von 40 keV und einem -strom von 150 mA untersucht. Der Winkelbereich der Messung betrug dabei 8‑115° mit einer Schrittweite von 0,02° und einer Messzeit von 1,0°/min.
2.3 Thermodynamische Berechnung der Schlackenphasen
Die thermodynamischen Berechnungen der zu erwartenden Schlackenphasen wurde mit der Software FactSage 8.1 und der aus einem Konsortium stammenden nicht kommerziell erwerblichen Datenbank CON4 durchgeführt. Die Simulationsparameter wurden auf einen Druck von 1 atm und auf einen Temperaturbereich von 200–1800 °C mit einer Schrittweite von 100 °C eingestellt.
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3 Ergebnisse und Diskussion
3.1 Chemische Analyse (RFA)
Die quantitative chemische Analyse der einzelnen Schlackenproben ist in Tab. 1 ersichtlich. Die Schlackenproben setzten sich durchgehend aus den Hauptkomponenten CaO-FeO-SiO2-MgO zusammen. Die Basizität, welche dem Verhältnis von CaO + MgO zu SiO2 + Al2O3 entspricht, ist hier ebenfalls als charakteristische Größe gegeben. Es ist ersichtlich, dass die Schlacken je nach P2O5-Gehalt und Basizität in drei Gruppen unterteilbar sind:
1.
Gruppe A: Hoch-Phosphor-Schlacken mit Standardbasizitäten von 3,1 ± 0,05.
2.
Gruppe B: Hoch-Phosphor-Schlacken mit erhöhten Basizitäten von 6,2
3.
Gruppe C + D: Niedrig-Phosphor-Schlacken mit Standardbasizitäten von 2,7 ± 0,23
TABELLE 1
Chemische Zusammensetzung in m.-% der LD-Schlacken. Basizität B* = (CaO + MgO) / (SiO2 + Al2O3)
Probe
P2O5
Fetot
SiO2/P2O5
B*
A‑STD
High P
1,8
22,6
8,8
3,2
A‑STD + HOM
1,9
23,0
8,4
3,1
B‑STD
2,1
23,6
4,2
6,2
B‑STD + HOM
1,9
24,9
4,4
6,2
C‑DB
Low P
0,2
23,0
80,3
2,7
C‑DB + O2
0,2
30,7
73,5
2,6
D‑DB
0,3
18,0
63,1
2,4
D‑DB + O2
0,3
23,6
58,1
3,0
Der hohe P2O5-Gehalt in den Schlacken A und B resultiert aus dem gezielten Auflegieren des Roheisens mit Ferrophosphor. Der Basizitätssprung zwischen Schlacke A und B ist auf einen deutlich geringeren Si-Eintrag durch die FeSi-Zugabe (799 kg gegenüber 1395 kg) bei der Prozessfahrweise von Schlacke B zurückzuführen. Die Schlacken C und D wurden aus Doppelbläserschmelzen entnommen, wodurch sich der sehr niedrige P2O5-Gehalt bei den Schlacken erklärt. Weiters ist bei Schlacken C und D auffällig, dass durch die O2-Nachbehandlung der Proben C‑DB und D‑DB der gesamte Fe-Gehalt (Fetot) in der Schlacke durch die zusätzliche Oxidation des Eisens der Schmelze signifikant ansteigt.
3.2 Thermodynamische Simulation
Aus den thermodynamischen Gleichgewichtsrechnungen (siehe Abb. 2a, b) geht hervor, dass im festen Zustand sowohl bei den high‑P als auch bei den low-P-Proben mit den oxidischen Phasen Periklas, Wüstit und Kalk als auch mit den Phasen Olivin und Brownmillerit zu rechnen ist. Die Auswirkungen des hohen P‑Gehaltes hinsichtlich der Phasenausbildung der Schlacke lässt sich anhand der Präsenz der P‑einbindenden Phasen Larnit (β-Modifikation des Dicalciumsilikats) und Apatit nachweisen. Bei den high-P-Proben ist die Phasenausbildung zwischen den Schlacken nach der Standardprozesszeit und jener mit zusätzlicher Homogenisierungsnachbehandlung ident. Gleiches gilt, mit der Ausnahme von Olivin, auch für die low-P-Schlacken. Allerdings zeigt sich auch hier, gleich wie bei den RFA-Ergebnissen, eine Erhöhung des Wüstitanteils bei den O2-nachbehandleten Proben aufgrund der hier stattfindenden Aufoxidation des Fe zu FeO.
Abb. 2
FactSage-Simulation der Phasenausbildung während der Abkühlung der Schlacke a A-STD und b C-DB
×
3.3 Mikroskopische Phasenanalyse
3.3.1 Auflichtmikroskop
Wie in Abb. 3 ersichtlich, besitzen sowohl die high- als auch die low-P-Schlacken rein lichtmikroskopisch betrachtet dieselbe Phasenzusammensetzung. Diese leitet sich aus der mit einer „H2O‑Ätzung“ erreichten verbesserten Kontrastierung ab. Dabei kann je nach phasenspezifischer Farbgebung die Phasenzuordnung gemäß Tab. 2 getroffen werden [22].
Abb. 3
Lichtmikroskopische Aufnahmen der Probe a A-STD + HOM „H2O‑geätzt“ b C-DB + O2 „H2O‑geätzt“
×
Diese fünf dargestellten Hauptphasen zeigen sich durchgehend in allen untersuchten Schlackenproben. Allerdings unterscheiden sich die high-P- gegenüber den low-P-Schlacken in deren Morphologie und Phasenanteilen. So zeigen die low-P- (siehe Abb. 3b) gegenüber den high-P-Proben folgende Auffälligkeiten:
1.
wesentlich feinere Haupt- und Nebenphasenstruktur
2.
geringere Anteile an unaufgelösten Oxide (MgOfrei, CaOfrei)
3.
höheren Anteil an Wüstit
4.
feineres ebenfalls globulitisch eingeformtes C2S-C3P
TABELLE 2
Phasenzuordnung je nach Farbgebung durch „H2O‑Ätzung“ [22]
Farbgebung
Phase
Weiß
Wüstit
Grau-weiß verlaufend
Fe‑/Mn-reiches Magnesiumoxid
Hellgrau
Calciumaluminatferrit
Blau
Ca-reiches Calciumoxid
Dunkelgrau-braun
Dicalciumsilikat-Tricalciumphsophat
Dabei sind die Effekte (1)–(3) nicht nur auf den veränderten P‑Gehalt in der Schlacke, sondern auch auf die unterschiedliche Prozessführung/Nachbehandlung zurückzuführen. So werden bei den DB-Proben in der zweiten Prozessstufe geringe Mengen an Zuschläge (Kalk, Rohmagnesit, Briketts, etc.) in der Hauptprozesszeit hinzugegeben, und somit wird eine vollständigere Auflösung und Durchmischung in den entnommenen Schlackenproben erreicht. Aufgrund der nachfolgenden O2-Behandlung dieser Schlacken lässt sich in weiterer Folge auch durch die zusätzliche Aufoxidation von Fe aus der Schmelze zu FeO und Fe2O3 die höhere Menge an Wüstit erklären. Bei genauerer Betrachtung von Punkt (4) fällt auf, dass in den high-P-Proben alle drei Kristallformen des in der Literatur [4, 23, 24] beschriebenen Dicalciumsilikates (primäres globulitisches C2S, sekundäres feines C2S und tertiäres dentritisches C2S) vorliegen. Im Gegensatz dazu ist die dentritische Form des C2S (α-Modifikation) in den low-P-Proben gar nicht aufzufinden, und die allgemeine C2S-Phasengröße ist wesentlich verkleinert. Dieses Fehlen der α‑Modifikation sowie die allgemein feinere C2S-Phasenstruktur liegt in Übereinstimmung mit [25‐27] nicht nur an der unterschiedlichen Prozessfahrweise, sondern auch am geringen P‑Gehalt der DB-Schlacken. So wir die, aus der α‑ und nachfolgend der α’- entstehende β‑Modifikation des C2S (Larnit) durch den hohen P2O5-Gehalt der STD-Schlacken stabilisiert. Dies wird erreicht durch die Substitution von SiO34− und dem Auffüllen der Hohlräume des monoklinen β‑Gitters mit PO43−. Durch den fehlenden P‑Gehalt in den DB-Schlacken fehlt diese Stabilisierung und die β‑Form wandelt bei weiterer Abkühlung auf Raumtemperatur in die rhombische γ‑Modifikation um. Dabei kommt es durch eine Volumenzunahme von 12 % zum Zerfallen des C2S in die, in den LIMI-Bildern der low-P-Schlacken zu beobachtende feine Struktur.
3.3.2 Rasterelektronenmikroskopie und Energiedispersive Mikroanalyse
Wie in Abb. 4 ersichtlich, erhält man durch den BSE-Abbildungsmodus keine phasenspezifischen Zusatzinformationen. Durch die Verwendung des REM-EDX-Detektors konnte mit Hilfe von Elementverteilungsmappings und Flächenanalysen dieselbe Phasenausbildung wie bei den lichtmikroskopischen Aufnahmen identifiziert und bestätigt werden. Des Weiteren zeigt sich mit EDX eindeutig, dass Phosphor ausschließlich vom Dicalciumsilikat in der Schlacke aufgenommen wird (Tab. 3).
Abb. 4
REM-BSE-Aufnahme und EDX-Kα-Elementmapping der Probe B‑STD. 1… Dicalciumsilikat, 2… Calciumaluminatferrit, 3… Fe und Mn reiches Magnesiumoxid, 4… Calciumoxid, 5… Wüstit
TABELLE 3
EDX-Analyse der Messpunkte auf Abb. 4, Probe B‑STD
Zone Nr
Probe
O [at%]
Ca [at%]
Si [at%]
C [at%]
P [at%]
Fe [at%]
AI [at%]
Mn [at%]
Mg [at%]
1
B‑STD
55,1
32,2
9,3
9,6
1,6
0,6
0,1
0,1
0,1
2
B‑STD
52,7
18,8
0,9
9,9
0,2
13,9
2,0
0,5
0,3
3
B‑STD
49,7
2,0
0,2
8,7
0,0
2,9
0,0
17
34,5
4
B‑STD
50,4
29,1
0,1
8,8
0,0
3,5
0,0
4,3
3,7
5
B‑STD
48,5
8,2
0,4
12,1
0,0
19,8
0,0
5,9
4,8
×
3.3.3 Röntgendiffraktometrie
Alle fünf der mit LIMI und REM/EDX gefundenen Phasen werden ebenfalls von den XRD-Ergebnissen bestätigt. In allen Schlackenproben sind in Übereinstimmung mit [1, 2, 4, 15, 23] die Hauptphasen
Dicalciumsilikat (β-/γ-Modifikation)
Calciumoxid (Kalk)
Magnesiumoxid (Periklas)
Calciumaluminatferrit (Brownmillerit)
Eisenoxid (Wüstit)
zu finden. Bei den high-P-Proben ist eine zusätzliche Spinelverbindung vorhanden. Weiters kommt es auch hier zu keiner Veränderung des Phasenaufbaus durch die Homogenisierungsbehandlung, wodurch sich ableiten lässt, dass der Einfluss des Probennahmezeitpunktes bei dieser Prozessfahrweise vernachlässigbar ist. Im Gegensatz dazu findet man in den low-P-Proben gleich wie schon in den mikroskopischen Beobachtungen zuvor keinen freien Kalk und die zusätzliche Phase Cristobalit. Durch die O2-Nachbehandlung sind bei diesen Schlacken, wie auch aus den Peakintensitäten im Spektrum der Abb. 5 zu entnehmen ist, größere Mengen an Wüstit und die Bildung von Magnesioferrrit zu beobachten. Weiters ist hier die Modifikationsänderung vom β‑ in das γ‑C2S und damit der Einfluss des Phosphors auf diese Phase durch die Änderung des Gittertyps (von monoklin zu rhombisch) nachweisbar [24‐26].
Abb. 5
XRD-Spektrum der Schlacken A‑STD + HOM und D‑DB + O2 im Vergleich
×
4 Zusammenfassung
Die Untersuchung der Schlackenphasen ergab für alle Schlackenproben die fünf Hauptphasen Dicalciumsilikat, Kalk, Perikals, Brownmillerit und Wüstit. Der Einbau und die Auswirkung des P‑Gehalts konnte durch die Stabilisation des Larnits (β-Modifikation des Dicalciumsilikats) in den high-P-Schlacken nachgewiesen werden. Bei allen Proben ergaben sich unabhängig von der Nachbehandlung keine Unterschiede in der Phasenzusammensetzung. Allerdings erhöhten sich bei den O2-nachbehandelten Schlacken die Anteile an Wüstit und Brownmillerit durch die zusätzliche Aufoxidation der Stahlschmelze.
Diese Feststellungen konnten durch die Kombination der angewendeten analytischen Methoden getroffen werden. Eine komplette Analyse der Schlacken (Phase, Modifikation und Phasenanteile) war nur durch XRD-Untersuchungen möglich, wobei aufgrund des hohen amorphen Anteils der Schlacken die Phasenanteile nur semiquantitativ bestimmbar waren. Für den alleinigen Nachweis der Phasengruppen und die Bestimmung der P‑einbauenden Phase zeigte die REM-BSE/EDX-Analyse eine ausreichend gute Aussagekraft. Allerdings erreichte man aufgrund der ähnlichen mittleren Ordnungszahl mancher Phasen rein durch BSE-Abbildungen keine phasenspezifischen Zusatzinformationen. Durch das „H2O‑Ätzen“ der Schliffe stellte sich ein sehr guter Phasenkontrast im LIMI ein. Dies ließ bei bekannter Farbgebung und Ätzwirkung der Phasen eine sehr gute Phasenzuordnung zu. Allerdings mit den Einschränkungen, dass hier aufgrund der fehlenden chemischen Informationen kein P‑Nachweis möglich war und es durch das „H2O‑Ätzen“ bei hohen Freikalkmengen zu Problemen durch das „Ausfallen“ dieser Primärphase kommen kann.
Im Vergleich zu den FactSage-Simulationen erreichte man hier durchgehend eine gute Abschätzung der in der LD-Schlacke auftretenden Phasen. Allerdings ergaben sich im Vergleich zu der analytisch bestimmten Phasenzusammensetzung, insbesondere bei den low-P-Proben, durch die fehlende Stabilisation des Dicalciumsilikats Unterschiede aufgrund der hier angewendeten Gleichgewichtsrechnung. Somit erfolgte keine Berücksichtigung der metastabilen Bedingungen durch die Abkühlung. Mit dieser Einschränkung bieten diese Simulationen zukünftig die Möglichkeit für eine schnelle Bewertung solcher Prozessschlacken.
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Die im Laufe eines Jahres in der „adhäsion“ veröffentlichten Marktübersichten helfen Anwendern verschiedenster Branchen, sich einen gezielten Überblick über Lieferantenangebote zu verschaffen.
