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Thesis (Ph. D.)--Ohio State University, 2007. / Full text release at OhioLINK's ETD Center delayed at author's request

Thesis (M.S.)--West Virginia University, 2008. / Title from document title page. Document formatted into pages; contains x, 164 p. : ill. (some col.). Includes abstract. Includes bibliographical references (p. 119-121).

Thesis (Ph. D.)--Brigham Young University Dept. of Chemical Engineering, 2006. / Includes bibliographical references (p. 141-150).

Thermal co-processing of coal and biomass has been increasingly focused for its environmental and economic benefits. In the present work, the experimental and kinetic study on co-pyrolysis and co-gasification of Rhenish brown coal (HKN) and wheat straw (WS) was made. The pyrolysis behavior, especially for co-pyrolysis, was investigated in a thermogravimetric analyzer (TGA) and a small fixed bed reactor (LPA). In TGA, the mass loss and reaction rate of single and blend samples were studied under various experimental conditions, and their effects on synergy effects. The synergy effects on products yield and properties of chars were studied in LPA. The kinetics of pyrolysis was obtained based on data from TGA by using the Coats-Redfern method. For gasification with CO2, a small fixed bed reactor (quartz glass reactor), equipped with an online GC to monitor the gas composition, was used. The effects of processing conditions on gasification behavior and synergy effects for mixed chars and co-pyrolysis chars were investigated. The volume reaction model (VRM), shrinking core model (SCM) and random pore model (RPM), were applied to fit the experimental data. The model best fitting the experiments was used to calculate the kinetic parameters. The reaction orders of gasification reactions with single chars are also investigated. The pyrolysis study showed that a small amount of wheat straw added to the brown coal promoted the decomposition better and showed more significant synergy effects. The synergy effects varied with increasing heating rates and pressures, especially at 40 bar. The kinetic parameters were inconsistent with experimental behavior during co-pyrolysis, since the reaction was also affected by heat transfer, contact time, particles distribution and so on. The gasification study on single chars showed that Rhenish brown coal chars had higher reactivity; chars pyrolyzed at higher temperatures showed lower reactivity; and higher gasification temperatures and CO2 partial pressures led to higher reactivity. For co-gasification process, there was no significant synergy effect for mixed chars. However, negative synergy effects (reactivity decreased compared to the calculated values based on rule of mixing) were observed for co-pyrolysis chars, caused by properties change by co-pyrolysis process. For kinetics, the reaction orders of chars ranged from 0.3 to 0.7. Only random pore model fitted most experiments at low and high temperatures. Synergy effects were also observed in kinetic parameters. The values of activation energy E and pre-exponential factor A for mixed chars and co-pyrolysis chars were lower than expected. The negative synergy effects showed the pre-exponential factor A had more effects. However, the higher reactivity of mixed chars than co-pyrolysis chars showed that the reaction was affected more by activation energy E. Therefore, only investigating E or A value was not enough. In addition, a marked compensation effect between activation energies and pre-exponential factors was found in the present study. The isokinetic temperature for the present study was 856 °C. This was close to the temperature at which the gasification reaction transforms from the chemical controlled zone to the diffusion controlled zone for most chars.

Im Rahmen der vorliegenden Arbeit wurden die ausgekoppelten Rückstände einer stoffgeführten Veredelungskette zur stofflichen Nutzung von Braunkohle charakterisiert, welche aus den Wandlungsstufen Extraktion mit Toluol, Niedertemperaturkonversion (katalytische Pyrolyse und Reaktivextraktion mit superkritischen Lösungsmitteln) und Vergasung besteht. Schwerpunktmäßig wurde die Vergasungsreaktivität der Rückstände untersucht, da sie in der letzten Prozessstufe der Vergasung zugeführt werden. Die Variabilität der Reaktivität der Ausgangsstoffe diente hierzu als Maßstab zur Bewertung der Vergasungsreaktivität der Rückstände der Prozesskette. Im Rahmen der Charakterisierung wurden charakteristische Stoffeigenschaften identifiziert, welche die Vergasungsreaktivität der betrachteten Rohstoffe primär beeinflussen. Dazu zählen die Aromatizität und die Aschezusammensetzung. Auf dieser Basis wurden die Rückstände der Prozesskette bewertet und interpretiert. Es wurden verschiedene experimentelle Methoden (zwei Thermowaagen und ein Festbettverssuchstand) verwendet und gegenseitig validiert. Daneben wurde geprüft, ob die Reaktivität einer Mischung, bestehend aus den Rückständen der Prozesskette, aus den Reaktivitäten der Einzelkomponenten vorausberechnet werden kann und drei Grenzfälle abgeleitet. Basierend auf den im Rahmen der Arbeit generierten konsistenten Datensätzen wurde ein halbempirisches Modell zur Vorausberechnung der Vergasungsreaktivität von Braunkohlen und deren Veredelungsprodukten hergeleitet. Das Modell berücksichtigt die Zusammensetzung der organischen Substanz sowie die Zusammensetzung der anorganischen Substanz einer Kohleprobe und wurde unter Einbezug weiterer Kohleproben erfolgreich validiert.

Die Korrosion des Feuerfestwerkstoffs durch flüssige Schlacke stellte in ausgemauerten Vergasern die Hauptschädigung dar. Daher werden derzeit hoch chromhaltige Keramiken eingesetzt, die eine geringe Löslichkeit in (alumo-)silikatischen Schmelzen aufweisen. Jedoch weisen auch diese Werkstoffe nur geringe Standzeiten von 3 bis 24 Monaten auf, sind zudem sehr teuer und müssen nach ihrem Einsatz z. T. als giftiger Sondermüll (Chrom-VI-Verbindungen) entsorgt werden. Mögliche Alternativen stellen korund- und spinellbasierte Keramiken mit optimierten Zusammensetzungen dar. Diese werden erfolgreich in verschiedenen Bereichen der Stahlherstellung eingesetzt. Jedoch unterscheiden sich CaO-reiche und SiO2-arme Schlacken der Stahlherstellung deutlich von denen aus der Kohle- oder Biomassevergasung. Die Korrosionsmechanismen beim Angriff von Brennstoffschlacken auf korund- und spinellbasierte Werkstoffe sind hierbei nicht hinreichend erforscht. In der vorliegenden Arbeit wurden die Mechanismen der Korrosion einer sauren, einer intermediären und einer basischen Schlacke an derartigen Al2O3-haltigen Werkstoffen untersucht. Die Charakterisierung der Brennstoffaschen sowie Kurzzeitkorrosionstests an verschiedenen korund- und spinellbasierten Keramiken unter reduzierender Atmosphäre dienten als Grundlage für die darauffolgende detaillierte Analyse des geschädigten Bereichs mittels Röntgenbeugung und elektronenmikroskopischer Methoden. In Kombination mit thermochemischen Betrachtungen in (quasi-)ternären Phasendiagrammen, konnten die Korrosion sowie die wirkenden Mechanismen beschrieben werden. Die drei Testaschen wiesen ein unterschiedliches Korrosionsverhalten auf, wobei nur eine geringe Anzahl an Mineralphasen gebildet wurde. Die saure Asche (SA) führte, abhängig von der getesteten Keramik, zu einer starken oder geringen Schädigung. Im Gegensatz dazu zeigte die intermediäre Asche (IA) durchweg eine tiefe Infiltration der Probekörper, einhergehend mit deutlichen Lösungs- und Kristallisationserscheinungen (v. a. Anorthit, CaAl2Si2O8). Die basische Asche (BA) drang in alle Werkstoffe nur bis in eine geringe Tiefe ein, führte aber im Infiltrationsbereich zu einer starken Korrosion durch die Kristallisation von Gehlenit (Ca2Al2SiO7), gefolgt von Hibonit (CaAl12O19). Die Auswertung der Schädigung verdeutlichte, dass die Korrosion der korund- und spinellbasiertern Keramiken, neben ihrem Mikrogefüge, v. a. durch die chemische Zusammensetzung der Aschen/Schlacken bestimmt wird. Durch die Betrachtung der Lösungs- und Kristallisationsvorgänge im isothermen Schnitt des SiO2-CaO-Al2O3-(Na2O/K2O)-Phasendiagramms konnten die experimentellen Ergebnisse bestätigt und die Korrosionsmechanismen beschrieben werden. Durch das Lösen von Al2O3 aus der keramischen Matrix reichert sich die Schlacke so lange an dieser Komponente an, bis die Schlackezusammensetzung das Stabilitätsfeld von Korund (α-Al2O3) erreicht und die Korrosion zum Erliegen kommt. Die tiefe Infiltration und starke Korrosion von IA konnte durch einen weiten zu durchquerenden Bereich alleiniger Flüssigphase erklärt werden. Dabei konnte die Schlacke sehr viel Al2O3 aus der keramischen Matrix lösen, bis sich erste kristalline Phasen bildeten. Im Gegensatz dazu führte bei BA das frühe Ausscheiden von Gehlenit zu einer starken Viskositätserhöhung und zu einem raschen Verbrauch der flüssigen Schlacke, was die weitere Infiltration in die Keramik verhinderte. Die Zusammensetzung von SA bedingte ein sofortiges Ausscheiden von Anorthit und ein frühes Erreichen des Korundstabilitätsfeldes. Unterschiede im Korrosionsverhalten von SA zwischen den verschiedenen Keramiken konnten auf die Verfügbarkeit von Al2O3 und das Vorhandensein von sinterinduzierten Calciumaluminat- oder Glasphasen in der Matrix zurückgeführt werden. Die Aufklärung der Korrosionsmechanismen bei chromfreien, Al2O3-haltigen Werkstoffen zeigte, dass neben einer optimierten keramischen Mikrostruktur die Aschechemie angepasst werden kann, um die Infiltration von Schlacke wirksam zu mindern. Im technischen Prozess kann dies durch die Zugabe von „Flussmitteln“ (Kalkstein, CaCO3 bzw. Sand, SiO2) oder durch geschicktes Mischen von Brennstoffen erreicht werden. Langzeitauslagerungen über 150 h und der Test eines Werkstoffs im SFGT-Flugstromvergaser bestätigten die Ergebnisse der Kurzzeittests.:1 Einleitung und Zielstellung 2 Kenntnisstand 2.1 Ausmauerung in Vergasern 2.2 Werkstoffverschleiß und Korrosionstests 2.2.1 Arten des Werkstoffverschleißes 2.2.2 Korrosionstests 2.2.3 Auswertung von Korrosionstests 2.3 Chromhaltige Steine 2.4 Chromfreie Feuerfestwerkstoffe für die Vergasung und Stahlerzeugung 2.4.1 Korundbasierte Steine 2.4.2 Spinellhaltige Steine 3 Proben und Untersuchungsmethodik 3.1 Auswahl der Einsatzstoffe 3.1.1 Keramikproben 3.1.2 Testaschen/-schlacken 3.2 Charakterisierung der Einsatzstoffe und des Korrosionsverhaltens 3.2.1 Röntgenfluoreszenzanalyse 3.2.2 Ascheschmelzverhalten 3.2.3 Röntgendiffraktometrie 3.2.4 Hochtemperatur-Röntgendiffraktometrie 3.2.5 Berechnung der Hochtemperatur-Phasenentwicklung 3.2.6 Lichtmikroskopie 3.2.7 Rasterelektronenmikroskopie 3.3 Korrosionsuntersuchungen und -berechnungen 3.3.1 Kurzzeitauslagerung im thermo-optischen Messsystem 3.3.2 Langzeitauslagerung mittels Tiegeltest 3.3.3 Keramiktest im Flugstromvergaser 3.3.4 Berechnung von Phasendiagrammen 4 Ergebnisse und Diskussion 4.1 Charakterisierung der Aschen 4.1.1 Elementzusammensetzung der Aschen 4.1.2 Ascheschmelzverhalten 4.1.3 Phasenbestand der Aschen 4.1.4 Hochtemperaturverhalten der Aschen 4.2 Ergebnisse der TOMAC-Tests 4.2.1 Lichtmikroskopische Untersuchungen 4.2.2 REM/EDS-Untersuchungen 4.3 Ableitung von Korrosionsmechanismen 4.3.1 Wechselwirkungen mit der sauren Asche 4.3.2 Wechselwirkungen mit der intermediären Asche 4.3.3 Wechselwirkungen mit der basischen Asche 4.3.4 Wechselwirkungen beim Referenz-Chromstein 4.4 Schlussfolgerungen aus den TOMAC-Tests 4.4.1 Zusammenfassung der TOMAC-Ergebnisse 4.4.2 Technische Bedeutung 4.4.3 Vorschlag für eine vereinfachte Untersuchungsmethodik 4.5 Validierung der Ergebnisse 4.5.1 Werkstofftest in der Langzeitauslagerung 4.5.2 Werkstofftest im Flugstromvergaser 5 Zusammenfassung und Ausblick / The corrosion of the refractory lining is the most crucial wear mechanism in slurry fed gasifiers. Due to the low solubility of Cr2O3 in (alumino-)silicate melts, high chromia bricks are state of the art, yet they are expensive, offer a non-satisfying service life of 3 to 24 months, and may need to be disposed of as toxic waste (chromium-VI compounds). Possible alternative materials are alumina or spinel based refractories with optimized composition, as used in various steel making processes. However, steel ladle slags, rich in CaO and poor in SiO2, differ significantly from coal or biomass slags of the gasification process. The corrosion mechanisms of coal or biomass slag attacks onto alumina and spinel based refractories are not investigated in detail yet. In the present work, the corrosion mechanisms of an acidic, an intermediate, and a basic slag against such Al2O3-containing materials have been studied. Ash analyses and short-term corrosion tests in reducing atmosphere were used as a basis for the description of the corrosion. Wear areas were investigated by means of X-ray diffraction and electron microscopy methods. In combination with thermochemical investigations using (quasi-)ternary phase diagrams it was possible to characterize the corrosion processes. The three ashes revealed a different corrosion behavior, with only few mineral phases being formed. Depending on the tested ceramic, the acidic ash (SA) led to a strong or light damage, respectively. In contrast, the intermediate ash (IA) exhibited a deep infiltration and intense corrosion in terms of dissolution and crystallization (mainly anorthite, CaAl2Si2O8) throughout all tested specimens. The basic ash (BA) infiltrated all samples only to a shallow depth. Nevertheless, a strong corrosion due to the massive crystallization of gehlenite (Ca2Al2SiO7), followed by hibonite (CaAl12O19), was observed. The evaluation of the occurring wear pointed up that the corrosion of alumina and spinel based refractories mainly depends on their micro structure and especially on the composition of the ash/slag. Considering the dissolution and crystallization processes in the isothermal section of the SiO2-CaO-Al2O3-(Na2O/K2O) phase diagram, the experimental findings could be confirmed and the corrosion mechanisms described. By dissolution of Al2O3 from the ceramic matrix the slag is enriched in this component until its composition reaches the stability field of corundum (α-Al2O3), which causes corrosion to stop. The deep infiltration and strong corrosion of IA could be explained by a wide range of pure liquid phase which needed to be traversed on its corrosion path in the ternary phase diagram. This enabled IA to dissolve a lot of Al2O3 before the first crystalline phases were formed. For BA, in contrast, the rapid crystallization of gehlenite increased the slag viscosity and led to a consumption of the remaining melt, which in turn stopped further infiltration. The composition of SA is located in the stability field of anorthite plus liquid, forcing the direct precipitation of this mineral. This, and the proximity to the corundum stability field, led to shallow infiltration in some cases. For other tested samples the infiltration and corrosion was stronger, showing that for SA the availability of Al2O3 and the presence of calcium aluminates or glass phases in the ceramic matrix played an essential role. The elucidation of the corrosion mechanisms of chromia-free, Al2O3-containing refractories showed that, besides an optimized micro structure, the adjustment of the slag chemistry is a further option to minimize infiltration. In the technical processes fluxes (lime stone, CaCO3 or quarz sand, SiO2) can be added or blends of different feed stocks can be used. Long-term exposure tests for 150 h and a field trial of one sample in the SFGT entrained-flow gasifier confirmed the findings of the short-term corrosion tests.:1 Einleitung und Zielstellung 2 Kenntnisstand 2.1 Ausmauerung in Vergasern 2.2 Werkstoffverschleiß und Korrosionstests 2.2.1 Arten des Werkstoffverschleißes 2.2.2 Korrosionstests 2.2.3 Auswertung von Korrosionstests 2.3 Chromhaltige Steine 2.4 Chromfreie Feuerfestwerkstoffe für die Vergasung und Stahlerzeugung 2.4.1 Korundbasierte Steine 2.4.2 Spinellhaltige Steine 3 Proben und Untersuchungsmethodik 3.1 Auswahl der Einsatzstoffe 3.1.1 Keramikproben 3.1.2 Testaschen/-schlacken 3.2 Charakterisierung der Einsatzstoffe und des Korrosionsverhaltens 3.2.1 Röntgenfluoreszenzanalyse 3.2.2 Ascheschmelzverhalten 3.2.3 Röntgendiffraktometrie 3.2.4 Hochtemperatur-Röntgendiffraktometrie 3.2.5 Berechnung der Hochtemperatur-Phasenentwicklung 3.2.6 Lichtmikroskopie 3.2.7 Rasterelektronenmikroskopie 3.3 Korrosionsuntersuchungen und -berechnungen 3.3.1 Kurzzeitauslagerung im thermo-optischen Messsystem 3.3.2 Langzeitauslagerung mittels Tiegeltest 3.3.3 Keramiktest im Flugstromvergaser 3.3.4 Berechnung von Phasendiagrammen 4 Ergebnisse und Diskussion 4.1 Charakterisierung der Aschen 4.1.1 Elementzusammensetzung der Aschen 4.1.2 Ascheschmelzverhalten 4.1.3 Phasenbestand der Aschen 4.1.4 Hochtemperaturverhalten der Aschen 4.2 Ergebnisse der TOMAC-Tests 4.2.1 Lichtmikroskopische Untersuchungen 4.2.2 REM/EDS-Untersuchungen 4.3 Ableitung von Korrosionsmechanismen 4.3.1 Wechselwirkungen mit der sauren Asche 4.3.2 Wechselwirkungen mit der intermediären Asche 4.3.3 Wechselwirkungen mit der basischen Asche 4.3.4 Wechselwirkungen beim Referenz-Chromstein 4.4 Schlussfolgerungen aus den TOMAC-Tests 4.4.1 Zusammenfassung der TOMAC-Ergebnisse 4.4.2 Technische Bedeutung 4.4.3 Vorschlag für eine vereinfachte Untersuchungsmethodik 4.5 Validierung der Ergebnisse 4.5.1 Werkstofftest in der Langzeitauslagerung 4.5.2 Werkstofftest im Flugstromvergaser 5 Zusammenfassung und Ausblick