Universiẗat, Diss., 2001--Würzburg. / Erscheinungsjahr an der Haupttitelstelle: 2000.

Zugl.: Aachen, Techn. Hochsch., Diss., 2009

Zugl.: Aachen, Techn. Hochsch., Diss., 2009

In der vorgestellten Arbeit wurden das Wachstum und das physiologische Verhalten von Zea mays auf Müllheizkraftwerk (MHKW) -Schlacke im Vergleich zu Gartenerde als Kulturmedium untersucht. Dabei stand das Wurzelsystem der Maispflanzen im Mittelpunkt des Interesses. Da feste Bodensubstrate verwendet wurden, mußten diese zu Beginn der Experimente chemisch, physikalisch und bodenbiologisch charakterisiert werden. Die Analyse der Schlacke zeigte, daß Schlacke ein multifaktorielles Streßsystem darstellt: Sie enthält einen hohen Gehalt an leicht löslichen Salzen, v.a. NaCl (bis zu 220 mM in der Bodenlösung). MHKW-Schlacke ist dagegen arm an Stickstoff und pflanzenverfügbarem Phosphat. Der pH-Wert der Bodenlösung von Schlacke ist stark alkalisch (pH 8.4 - 9.0). Darüber hinaus besitzt Schlacke einen hohen Gehalt an potentiell toxischen Schwermetallen und weist im Vergleich zum Kontrollsubstrat Gartenerde eine verdichtete Bodenstruktur mit erhöhtem mechanischen Widerstand auf. Im Vergleich zu der Kontroll-Anzucht auf Gartenerde reagierten die auf Schlacke kultivierten Mais-Pflanzen mit vermindertem Wachstum: Sproß und Wurzel erreichten nur die Hälfte der Länge der Kontrollpflanzen. Ein Vergleich der Biomassen von Sproß und Wurzel zeigte, daß das Sproßwachstum der Schlacke-Pflanzen stärker eingeschränkt ist als das Wurzelwachstum, woraus ein vergrößertes Wurzel / Sproß-Verhältnis resultiert. Das Wachstum von jungen Mais-Pflanzen auf Schlacke ist jedoch nicht in dem Maß eingeschränkt, wie es aufgrund der hohen Salzbelastung zu erwarten wäre. In einem Vergleichsexperiment mit Mais-Pflanzen, die in einer Nährlösung mit Zusatz von 100 mM NaCl kultiviert wurden, war das Wachstum erheblich schlechter und in den Blättern akkumulierte weitaus mehr Natrium als in Schlacke-Pflanzen. Hier wird der positive Einfluß des hohen Calciumgehaltes der Schlacke deutlich. Die Beeinträchtigung des Wachstums von Mais bei Kultur auf Schlacke wird hauptsächlich auf Phosphatmangel zurückgeführt, da durch Düngung eine beträchtliche Wachstumsverbesserung erzielt werden kann. Zudem wurden keine toxischen Konzentrationen an Schwermetallen im Blattgewebe von auf Schlacke kultivierten Pflanzen gefunden. Der Photosynthese-Apparat der Schlacke-kultivierten Pflanzen war sehr leistungsfähig: Es bestand keine Beeinträchtigung in der Energieverfügbarkeit (Quantenausbeute des Photosystems II) und die Lichtsättigung der photo-synthetischen Elektronentransportrate lag sogar höher als bei den Kontrollpflanzen. Die Bestimmung des „adenylate energy charge“ bestätigte diesen Sachverhalt. Das Wurzelsystem von Zea mays auf Schlacke wies strukturelle Veränderungen auf. Neben der verkürzten Wurzellänge und dem vergrößerten Wurzeldurchmesser der Schlacke-Pflanzen ergaben mikroskopische Untersuchungen, daß die Wurzeln durch Kultur auf Schlacke mit einer mechanischen Verstärkung reagieren: Stärker ausgeprägte tangentiale Zellwandverdickungen der Endodermis im tertiären Zustand und Zellwandmodifikationen in den radialen Zellwänden der Rhizodermis (Phi-Verdickungen). Für monokotyle Arten, insbesondere für Mais, gibt es bisher keine Beschreibung von Phi-Verdickungen in der Literatur. Gaschromatographische und massenspektrometrische Untersuchungen belegen, daß sich die Zellwände von auf Erde und Schlacke kultivierten Maiswurzeln im Hinblick auf den Gesamtgehalt an Lignin (endodermale Zellwandisolate) und in der Ligninzusammensetzung (hypodermale Zellwandisolate) unterscheiden: In Schlacke-kultivierten Maiswurzeln wurde ein höherer Anteil an dem Lignin-Monomer p Hydroxyphenyl gefunden, was zu einem höher verdichteten Lignin führt (Streßlignin). Die endodermalen Zellwände von auf Schlacke-kulivierten Pflanzen hatten dagegen einen höheren Gesamtlignin-Gehalt als die entsprechenden Kontrollen, was ebenfalls eine mechanische Verstärkung der Wurzel bewirkt. In Bezug auf Suberin konnten keine Unterschiede zwischen den verschiedenen Anzuchten gefunden werden, weder in den hypodermalen noch in den endodermalen Zellwandisolaten. Die verschiedenen Streßfaktoren führen demnach nicht zu einer verstärkten Imprägnierung der Zellwände mit lipophilem Material. Die Zellwände von Mais spielen eine wichtige Rolle bei der Immobilisierung von Schwermetallen. Die Zellwandisolate von auf Erde und Schlacke kultivierten Mais-Pflanzen wiesen je nach Schwermetall-Element 43 - 100 % des Gesamtgehaltes auf. Die absoluten Gehalte in den Zellwandisolaten von auf Schlacke angezogenen Pflanzen waren dabei höher als die entsprechenden Werte der Kontrolle. Eine Anreicherung in den Zellwänden wurde hauptsächlich für die Schwermetalle Zink, Blei, Nickel und Chrom beobachtet. Als unspezifische Streßantwort reagierten Maispflanzen auf die Kultur in Schlacke mit einer erhöhten Peroxidaseaktivität in der interzellulären Waschflüssigkeit. Die Peroxidaseaktivität des Symplastens der Wurzel unterscheidet sich zwischen den beiden Anzuchten dagegen nicht. Die Konzentration des Phytohormons Abscisinsäure (ABA) war in Blättern von auf Schlacke kultivierten Pflanzen von Zea mays und Vicia faba im Vergleich zu den Kontrollpflanzen erhöht. Dieser Anstieg ist eine Folge der erhöhten Salzbelastung der Schlacke, da die ABA-Gehalte entsprechender Blätter von auf gewaschener Schlacke kultivierten Pflanzen annähernd den Kontrollwerten entsprachen. Bei der Verteilung von ABA zwischen der Wurzel und der Bodenlösung der umliegenden Rhizosphäre konnte das als Anionenfalle bekannte Prinzip bestätigt werden. Nach diesem Modell reichert sich ABA im alkalischten Kompartiment an (hier: Schlacke-Bodenlösung). In den Wurzeln konnte nur in der Maiskultur auf Schlacke ein erhöhter Gehalt gefunden werden, nicht dagegen in der Vicia faba-Kultur. Dieser Unterschied liegt daran, daß Mais im Gegensatz zu Vicia faba eine exodermale Spezies ist und die Exodermis für ABA eine Barriere darstellt, was den ABA-Efflux in die Rhizosphäre verhindert. Im Wurzelgewebe von auf Schlacke kultivierten Maispflanzen wurde ein im Vergleich zur Kontrolle 15-facher Gehalt an wasserlöslichen, nicht proteingebundenen Sulfhydrylgruppen nachgewiesen. Diese auf Schwermetallstreß zurückzuführende Reaktion impliziert, daß die in der Schlacke-Bodenlösung vorhandenen Schwermetalle nicht ausreichend im Apoplasten zurückgehalten werden und bis in den Symplasten vordringen können. / In the present thesis the growth and physiological behaviour of Zea mays cultivated on municipal solid waste incinerator bottom slag and garden mould were investigated. Thereby the root system of the maize plants was of main interest. Since solid soil substrates were used, experiments started with the chemical, physical and microbiological characterisation. The analysis represents the bottom incinerator slag as a multifactorial stress system: Slag contains a considerable amount of highly soluble salts, mainly sodium chloride (up to 220 mM in the soil solution). However, slag is poor in nitrogen and plant available phosphate. The pH-value of the slag soil solution is very alkaline (pH 8.4 – 9.0). Furthermore, slag exhibits high levels of potential toxic heavy metals and presents a condensed soil matrix with strong mechanical impedance. Compared to the control culture on garden mould, maize plants cultivated on slag showed a reduced growth: shoot and root of slag cultivated plants reached only one half of the length of the control plants. On the other hand the comparison of the shoot and root biomass revealed, that the shoot growth of the slag plants was more reduced than the root growth, resulting in an increased root to shoot ratio. Observing young corn plants on slag, the growth is not decreased as such extensively as it would be expected by this high salt burden. In a comparative experiment maize plants were cultivated in hydroponic culture supplemented by 100 mM NaCl. Here the plant growth was considerable inferior and the maize leaves accumulated sodium in much higher amounts. This emphasises the positive influence of the high calcium content of the slag. The long lasting impaired growth from corn plants cultivated on slag is mainly due to phosphate deficiency, because a substantial amendment of growth can be obtained by fertilising. Furthermore, no toxic concentration of heavy metals was detected in the leaves of slag grown plants. The photosynthetic performance of slag cultivated plants is very efficient: the energy availability (quantum yield of the photosystem II) was not reduced and the light saturation of the photosynthetic electron transport rate was even higher than for the control plants. The determination of the adenylate energy charge confirms that fact. Cultivating corn on slag, structural modifications can be observed in the root system. Besides the reduced root length and the enlargement of the root diameter microscopic examinations revealed, that roots response with a mechanical strengthening. They form more intensive tangential cell wall thickenings of the endodermis in the tertiary state of development and cell wall modifications in the radial cell walls of the rhizodermis (phi thickenings). Phi thickenings in monocotyledons species especially for maize haven’t been reported in the literature to date. Gaschromatographic and mass spectrometric investigations showed, that cell walls of maize roots cultivated on garden mould and slag differ in the total amount of lignin (endodermal cell wall isolates) and in lignin composition (hypodermal cell wall isolates): In slag cultivated corn roots a larger proportion of the lignin monomer p hydroxyphenyl was detected, which results in higher condensed lignin. The higher amount of total lignin of the endodermal cell walls from slag grown plants also causes a mechanical strengthening of the root. With regard to suberin no differences were found between the cultures, neither in hypodermal nor in endodermal cell wall isolates. Therefore the various stress factors do not induce a stronger impregnation of the cell walls with lipophilic material. The cell walls of maize play an important role by immobilisation of heavy metals. Depending on the metal species, 43 - 100 % of the total amount of the metals was recovered in cell wall isolates of garden mould and slag cultivated maize plants. The absolute amounts in the cell wall isolates of slag cultivated plants were higher than the corresponding control values. An accumulation in the cell walls were found for the heavy metals zinc, lead, nickel and chrome. As a non specific answer to stress, roots of maize plants react on slag cultivation with a rise in activity of peroxidase. This increase was only manifested in the intercellular wash fluid but not in the symplast. The investigation of the phytohormone abscisic acid (ABA) revealed a higher concentration of ABA in leaves of Zea mays and Vicia faba plants cultivated on slag than for the control plants. That increase is due to the high salt burden of slag, because the ABA values of leaves of plants cultivated on washed slag correspond approximately to the control values. The distribution of ABA between roots and the soil solution of the rhizosphere match to the anion trap concept. In accordance with that model ABA is enriched in alkaline compartments (here slag-soil solution). However, in roots an increased amount of ABA was only detected for maize cultivated on slag, but not for Vicia faba. The reason for that difference between the two plant species is, that Zea mays is an exodermal species and its exodermis represents a barrier for ABA, reducing the ABA efflux into the rhizosphere. In the root tissue of slag cultivated maize plants a 15-fold amount of water soluble, non-proteinogen sulfhydrylgroups was detected. This may be an indication for heavy metal stress and implies, that heavy metal ions in slag soil solution can not be retained sufficiently by the apoplast and enter the symplast.

Universiẗat, Diss., 1999--Kassel.

The study demonstrates the systematic investigation of thermophysical properties of synthetic slags and commercial mold fluxes in a wide temperature range. Focal points of the work are (i) the development and the construction of the transient hot-wire method for the thermal conductivity measurement of solid and molten slags and (ii) the investigation of the thermal conductivity of all layers of casting powders being in the mold. The work includes viscosity, density and surface tension measurements as well as the investigation of characteristic temperatures. The crystallization behavior of mold fluxes was characterized using a SHTT/DHTT (single hot and double hot thermocouple technique). The study discusses the temperature dependence, the influence of the basicity and the non-bridging oxygen per tetrahedra (NBO/T) on the slag properties. The novelty of the work is the systematic characterization of properties of two commercial mold fluxes and the thermal conductivity measurement in the glass transition temperature range.

Die vorliegende Arbeit behandelt Aspekte der Verschlackung von MgO in sekundärmetall-urgischen Schlacken. Mittels FactSage© wird eine Berechnung der Löslichkeit von MgO in Kalksilikat- und Kalkaluminatschlacke bei 1600, 1650 und 1700°C durchgeführt. Die Ergebnisse werden leicht handhab- und ablesbar dargestellt. Die Verschlackung eines porösen MgO-Probekörpers in einer an MgO ungesättigten und an MgO gesättigten Kalkaluminat-schlacke wird bei 1600°C thermogravimetrisch verfolgt. Der Verschlackungsvorgang wird maßgeblich durch die Mechanismen der Teilchendesintegration und Ostwald-Reifung in der infiltrierten Mikrostruktur beeinflusst. Das komplexe Zusammenspiel von Zerfall und Auflösung wird nach einem Modell von W. Gans an feuerfestes Material (MgO) angepasst und modelliert. Der Einfluss von Teilchendesintegration und Ostwald-Reifung auf den voreilenden Verschleiß im 3-Phasenkontakt (Marangoni-Konvektion) wird quantifiziert. Ferner wird ein einfaches Modell zur Abschätzung des voreilenden Verschleißes dargelegt.

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. / 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.

Die vorliegende Arbeit behandelt Aspekte der Verschlackung von MgO in sekundärmetall-urgischen Schlacken. Mittels FactSage© wird eine Berechnung der Löslichkeit von MgO in Kalksilikat- und Kalkaluminatschlacke bei 1600, 1650 und 1700°C durchgeführt. Die Ergebnisse werden leicht handhab- und ablesbar dargestellt. Die Verschlackung eines porösen MgO-Probekörpers in einer an MgO ungesättigten und an MgO gesättigten Kalkaluminat-schlacke wird bei 1600°C thermogravimetrisch verfolgt. Der Verschlackungsvorgang wird maßgeblich durch die Mechanismen der Teilchendesintegration und Ostwald-Reifung in der infiltrierten Mikrostruktur beeinflusst. Das komplexe Zusammenspiel von Zerfall und Auflösung wird nach einem Modell von W. Gans an feuerfestes Material (MgO) angepasst und modelliert. Der Einfluss von Teilchendesintegration und Ostwald-Reifung auf den voreilenden Verschleiß im 3-Phasenkontakt (Marangoni-Konvektion) wird quantifiziert. Ferner wird ein einfaches Modell zur Abschätzung des voreilenden Verschleißes dargelegt.

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