全由固体废弃物衍生的高温陶瓷釉料通过调控相结构和微观组织，实现了基于材料机理的可持续色彩与纹理设计 杜一轩（Yixuan Du）、 程兰兰（Lanlan Cheng）、 黄玉萌（Yumeng Huang）、 陈敏轩（Minxuan Chen） 以及李浩然（Haoran Li）

《Coatings》：All-Solid-Waste-Derived High-Temperature Ceramic Glazes Enable Mechanism-Informed Sustainable Color and Texture Design via Phase–Microstructure Tuning Yixuan Du, Lanlan Cheng, Yumeng Huang, Minxuan Chen and Haoran Li

　　摘要 釉料主要使用高岭土等原始矿物。然而，考虑到可持续发展，利用工业固体废物可以提供更环保的设计方案和高经济效益。本研究采用多种分析方法（包括XRF、XRD和SEM）来探讨完全用固体废物替代传统釉料材料的可行性。它阐明了由于微观结构和化学成分变化导致的质地和颜色变化的机制。通过对由粉煤灰、高炉矿渣、硅灰、煤矸石和脱硫石膏组成的五种不同比例的陶瓷釉料的研究，发现使用基于固体废物的釉料是可行的。形成的釉料表面为SiO2–Al2O3–CaO体系，主要结晶形式为斜长石和透辉石。研究结果如下：1. Ca和Mg的含量取决于元素的整体比例，Ca的阈值约为28%。低于此阈值时，会出现表面粗糙度和孔隙率等特征；高于此阈值时（如G3和G4所示），晶体分布变得更加密集。2. Si是控制晶体变化的关键因素。样品G5表现出良好的晶体连续性，其颜色明显为深红色。3. 样品G1和G2都含有约4.8 wt%的Fe2O3，但G2的晶体沉淀更多，因此颜色更偏红黄色。更高的结晶度带来了更好的着色效果。

1. 引言
随着工业的发展，虽然为人类生活带来了便利，但也产生了各种类型的工业固体废物[1]。在这些废物中，粉煤灰、高炉矿渣、煤矸石和脱硫石膏等工业残留物继续对环境造成重大压力[2,3]。合理处置这些废物已成为一个核心问题[4]。
着色剂和透明釉料主要决定了陶瓷釉料的质地和颜色。釉料的生产通常使用天然原材料，而这些原材料的大量开采需要开采高质量的矿产资源。与采矿作业相关的生态破坏和能源消耗进一步加剧了碳排放。
在陶瓷原材料中的主要化学成分中，SiO2作为釉料组成的主要调节剂，控制着透明度、哑光效果和不透明度等特性[5]。TiO2在釉料中起流动介质的作用[6]。Al2O3构成了陶瓷釉料的微观结构[7]。此外，无机颜料（如Fe2O3和SnO2）相互作用，产生陶瓷釉料的最终美观效果[8]。
固体废物含有SiO2、Al2O3、CaO和Fe2O3等多种化学成分，这些都是制造陶瓷釉料的主要材料[9]。关于将固体废物作为添加剂重新用于陶瓷的研究已经进行了一段时间，应用领域包括透明陶瓷釉料、陶瓷餐具、陶瓷瓷砖和多孔结构陶瓷[10,11,12]。此外，这种方法越来越多地应用于家用陶瓷的设计和影响机制的研究[13,14]。
然而，固体废物主要作为传统材料的添加剂或部分替代品使用。这种相对较低的利用率和复杂的应用方法仍然令人遗憾。例如，将烧结页岩用作陶瓷釉料的颜料添加剂，以及使用炉渣（ZnO）为墙砖釉料着色[15,16]。此外，皮革固体废物被用作铬的前体系统，而在替代和结合陶瓷坯体原材料方面，稻壳灰（RHA）已被用来替代SiO2[17,18]。这种方法已被用于用粉煤灰代替高岭土制作陶瓷釉料，用高炉矿渣制作高强度陶瓷，用煤矸石制作玻璃陶瓷，用脱硫石膏制作泡沫玻璃陶瓷[19,20,21,22,23]。研究表明，这些添加剂在陶瓷应用中表现良好。此外，还有更多研究利用城市废物（如屋顶瓦片作为粘土基材，大理石作为日常使用陶瓷的釉料和坯体材料[10,24]。
最近的研究越来越多地表明，可以从各种固体废物组合中生产陶瓷釉料[25,26,27]。然而，尽管固体废物已被广泛测试作为多种陶瓷形式的添加剂，但将其作为釉料成分的应用仍然具有挑战性。直接将100%的固体废物加入陶瓷中也很少见，而且缺乏量化颜色和质地等影响的专门研究。当前的研究显示，关于微观结构与宏观结构之间关系的研究有限，如表1所示。表1显示了目前固体废物焚烧用于陶瓷生产的现状。具体困难包括不同固体废物的成分差异，这使得添加过程变得复杂。多种废物材料的比例变化表现出高度复杂性[31,32]。玻璃系统内的晶体转变和稳定性对化学成分分析构成挑战[25]。这种现象导致釉料缺陷，如釉层不均匀和开裂[33]。微量元素和残余元素对于控制晶体特性至关重要[34]。然而，晶体也可能受到其他过程（如热处理）的影响[35]。因此，这些因素最终影响了固体废物在陶瓷应用中的商业化转化[36]。这些研究不仅突出了在陶瓷应用中使用固体废物时遇到的挑战，也为固体废物作为陶瓷釉料完全添加剂提供了实验假设。其在实际应用中的有效性尚不清楚。
从添加剂的角度来看，许多研究也使用了粉煤灰作为基底[33,37]。然而，过量的粉煤灰会阻止在没有额外二氧化硅材料的情况下形成玻璃陶瓷[38]。同样，大量使用煤矸石会阻碍陶瓷的形成，并导致结果变化不大，从而复杂化观察分析[39,40]。
我们对陶瓷釉料材料的化学成分和传统技术进行了系统分析。本研究探讨了不同固体废物材料对氧化物组成、相结构和微观结构的影响，研究了不同固体废物比例对这些性质的影响，并确定了合适的配方。具体来说：首先，我们系统地分析了陶瓷釉料基础中的硅酸盐比例，以及助烧剂和着色剂。使用100%的固体废物材料，根据“相结构-微观结构-颜色/质地”框架设计了参数范围。然后，我们使用粉煤灰、高炉矿渣、硅灰、煤矸石和脱硫石膏作为实验材料设计了实验方法。设计了五种不同比例的样品。接下来，在相同的烧制条件下（包括相同的加热曲线、窑批次和瓷土），我们在1250°C下完成了烧制。创新之处在于尝试探索Ca-Mg阈值驱动的结晶和微观结构纹理路径。最后，我们采用了传统的分析技术（包括XRD、XRF和SEM）来表征样品的化学成分和物理性质。
本研究调查了各种固体废物的基本组成，并试图回答以下问题：1. 固体废物添加剂如何改变釉料中的关键氧化物比例？2. 哪些晶体相和结晶度对应于这些组成变化？3. 微观结构如何导致质地和外观的差异？
图1展示了我们的研究概念路线图。首先，粉煤灰的加入改变了钙、铝、硅等元素的组成，从而导致不同晶体相的比例变化。其次，检查微观结构以观察颗粒和孔结构。第三，通过光散射和吸收测量L*a*b*值和光泽度。最终，建立了“组成—结构—光学性质”之间的结构-性质关系。

2. 实验设计
2.1. 材料选择
为了确保实验结果的准确性和可重复性，所有固体废物原材料在使用前都进行了干燥。原材料处于自然干燥的粉末状态。然后，通过150目筛子筛分材料以确保适当的粒径。接着，以1:1的比例逐渐加入蒸馏水并不断搅拌，直到形成均匀的釉料浆体。以这种方式处理的粉煤灰表现出一定的成分稳定性。同时，这一过程最小化了原始粉煤灰中的粒径不一致性和杂质对后续实验的影响。
本研究使用了F级粉煤灰（筛至200目），以优化固体废物在陶瓷釉料配方研究中的再利用。硅灰筛至325目，脱硫石膏加工成45微米颗粒。这三种材料均来自中国山东省烟台安达环保科技有限公司。选择了S105级矿渣粉，其粒径约为10微米。煤矸石粉筛至325目。这两种材料均来自中国巩义市兰科净水材料有限公司。所有实验废物材料均来自同一批次的杂质，这减少了批次间的差异。在混合前控制了所有固体废物材料的粒径，消除了粒径变化对熔化和微观结构的影响。本研究关注的是由成分变化引起的结构变化。
为了进一步确认化学成分变化与原材料微观结构之间的相关性，我们对固体废物原料进行了X射线荧光（XRF）分析。结果表明，原材料主要由SiO2、Al2O3、CaO和MgO组成，为微观结构调节提供了化学成分基础。
另一方面，测试釉料需要将其与陶瓷坯体一起烧制，符合传统的陶瓷生产技术。按照生产协议，我们选择了高岭土白粘土，因为它含有高比例的高岭土。这一选择基于两个因素：1. 它是传统陶瓷生产中使用的粘土。使用高岭土白粘土可以最大限度地复制工业生产后的外观特征。2. 高岭土白粘土具有极高的白度，便于观察釉料颜色的变化。高岭土白粘土材料来自中国景德镇的萤火虫粘土材料公司。

2.2. 样品制备
该实验配方中的固体废物含量为100%。我们根据传统陶瓷生产比例调整了各成分的比例。所有固体废物在使用前均通过150目筛子筛分。考虑到原材料和传统釉料的化学成分比例，我们确定了约30%的粉煤灰含量。粉煤灰含有50%的硅含量，与陶瓷釉料的组成一致。作为关键变量，我们分别以30%到60%的重量比例混合粉煤灰，最终准备了五个不同的样品用于后续实验。具体比例详见表2。此外，我们还指出了所使用的固体废物材料的主要化学成分：硅粉、煤矸石和脱硫石膏。通过调整SF:FG比例，我们近似模拟了传统釉料的组成，进一步确保了配方的合理性。表2显示了固体废物原料的混合比例。所有样品均由不同比例的固体废物材料组成，总重量为100%。样品材料与蒸馏水以1:1的比例混合，以复制传统的工业陶瓷生产过程。本研究使用了素烧高岭土和高白粘土作为坯体材料[41]。坯体被制成相同的3厘米×3厘米×1厘米（烧制前）的样品。采用传统的上釉技术，进行了三次交叉上釉处理，以达到约3毫米的釉层厚度，如图2所示。随后，样品被放入电窑中烧制10小时。加热曲线遵循传统的烧制协议，最高温度达到1250°C。烧结后观察到样品的尺寸收缩。釉料和粘土坯体在高温下同时烧结并收缩，其收缩率基本一致。这是陶瓷烧结过程中的常见现象，不影响研究结果。最后，样品自然冷却至室温。

2.3. 样品测试
2.3.1. SEM测试
本研究使用扫描电子显微镜（Regulus 8230，日立，日本）来检查陶瓷釉料的物理形态。同时，利用EDS对样品中的多种元素进行了元素分析，从而能够观察陶瓷釉料的表面和截面，便于分析陶瓷中各种固体废物的微观结构组成。

2.3.2.XRD测试
使用由日本东京Rigaku公司制造的XRD仪器（SmartLab SE）进行了X射线衍射（XRD）分析。扫描范围为10–80°。该方法可以揭示陶瓷釉料的网络结构和氧化物组成，从而精确识别其中晶体的具体作用。

2.3.3 XRF测试
我们使用Rigaku公司的ZSX Primus II仪器对陶瓷釉料样品进行了X射线荧光（XRF）分析，以确定釉料中存在的化学元素。为了提高分析的可读性，我们将各个元素转换为其氧化物等效物。这一实验有助于解释样品的化学成分，从而增强我们对它们性质的理解。

2.3.4 颜色测试
本研究使用了来自美国加利福尼亚州PerkinElmer公司的LAMBDA 1050+ UV/Vis/NIR分光光度计进行光学-可见光谱测试。样品在380–780 nm的可见光条件下进行分析，步长为1 nm。通过积分球+漫反射方法获得了陶瓷釉料的反射率（R（%）数据。此外，本研究还使用色度分光光度计进行了L*A*B*颜色差异测试。在该系统中，L*表示被测试样品的亮度，而A*和B*分别表示红-绿轴和黄-蓝轴上的颜色位置。

2.3.5 重复性测试
为了确保科学上的可重复性并验证实验结果，我们使用新烧制的原材料（非同一批次）进行了重复实验。所得的颜色参数使用CIE L*A*B*颜色空间进行量化，并结合了物理对比图像和商业釉料对比图像。

2.3.6 密度、吸水率和孔隙率测试
根据阿基米德原理测定了五个样品的吸水率、表观孔隙率和体积密度。具体方法包括测量样品的干重、饱和水的重量以及悬浮样品的重量。饱和水是通过将干样品浸入蒸馏水中并煮沸10分钟制备的。样品自然冷却至室温后记录最终重量[42]。

2.3.7 光学老化测试
本研究的目的是验证样品在长时间暴露于阳光下是否会表现出颜色褪色或其他变化。我们设置了一个UVA340紫外线老化箱（中国深圳连辉成科技有限公司制造）来进行模拟。该设备使用了两个40W的UVA340紫外线灯，工作温度约为30摄氏度。每次测试选择了两个平行样品，每个样品的一半覆盖了吸水布条。在连续100小时的紫外线照射后进行了比较。

3. 结果
五个物理样品呈现出红黄色，并具有哑光釉面纹理。表3列出了五个样品的XRF成分。结果显示，这些样品主要由SiO2、Al2O3和CaO组成，其中SiO2含量最高，其次是Al2O3，而CaO含量根据配方有所不同。样品还含有MgO、Na2O、K2O、Fe2O3和TiO2。这种成分来自五种固体废料的相同比例。粉煤灰含有高量的SiO2和Al2O3，为釉料的硅铝酸盐结构提供了基础；高炉矿渣提供了CaO和MgO；煤矸石是Al2O3的来源；脱硫石膏以固定比例（10%）添加，以确保CaO的稳定供应。通过调整这些固体废料的比例，可以系统地控制釉料中关键氧化物的含量。例如，从G1到G3，增加高炉矿渣的比例同时减少煤矸石的比例，导致从高Si-Al相向Ca-Mg相转变，从而提高了釉料的溶解度和碱度。从G3到G5，Al2O3的含量先减少后增加，而Fe2O3的含量随着粉煤灰的添加而增加。这些结果表明，通过调整粉煤灰、高炉矿渣、煤矸石、硅粉和脱硫石膏的比例，可以系统地控制釉料中关键氧化物（如SiO2、Al2O3、CaO和Fe2O3）的含量。

表3. 原材料的化学成分（XRF）。此外，我们注意到G1、G2和G3含有微量NiO，而G3的NiO含量高达3.2 wt%。G3中的Fe2O3含量为0.28%，明显低于其他样品。此外，G2、G4和G5含有可测量的MnO含量。

随后，我们使用SEM单独扫描并分析了五个样品，观察不同固体废物类型对陶瓷釉料微观结构的影响。我们在高倍、中倍和低倍下观察了样品的特征。如图3所示，1000倍放大下的SEM扫描显示所有G1–G5样品中都存在板状和球状颗粒共存的结构。然而，每个样品存在细微差异：G1和G2含有更多的空隙和孔洞，以及较大的聚集体和细颗粒团簇。未完全反应的框架导致表面更加粗糙，晶体堆积现象更为明显。

图3. SEM扫描照片。(a–e)表示1000倍放大的G1至G5。(f,g)表示5000倍放大的G2和G3。图3f显示了5000倍放大下的G2样品，其中出现了从玻璃相中生长出的10–20 μm的小棒状晶体。结合EDS映射（图4a和b），在Si和Ca元素图中出现了暗区，这些区域主要位于G1和G2样品的孔隙率较高的地方。此外，Si和Ca都表现出不同程度的元素聚集现象。这可能是由于烧结过程中原材料熔化不完全或表面分布有未反应的固体废物颗粒所致。这一观察结果得到了SEM表征的证实。Fe元素分布均匀，密度较低，这与样品的均匀颜色和淡黄色外观相符。

图4. G1–G5的EDS元素分布图。(a–e)显示了G1至G5中Si、Ca、Al和Fe的元素分布。表4提供了G1–G5样品的原子百分比数据。显然，所有样品都以Si和Al元素为主，证实了存在亮硅酸盐玻璃晶体基质系统。值得注意的是，G1和G3的Ca含量较高，表明可能形成了斜长石。

表4. G1–G5的原子百分比数据。G3中出现了大量的块状晶体聚集体。如图3b所示，这些晶体在5000倍放大下更加明显，大小约为10 μm至20 μm。它们的表面显得粗糙，聚集体厚度较大。这表明G3中的晶体沉淀更为频繁，赋予了釉料磨砂质感。如图4c所示，Si和Al元素的分布连续且覆盖范围广，表明G3具有更连续的Si–O网络，Ca作为主要的熔剂。这可能与玻璃粉原料的高温协调环境有关，从而形成了更稳定的玻璃相连续体。Fe元素的分布总体上较低。G3含有NiO，Fe2O3含量较低，其微观结构中存在密集的晶体沉淀物。这些因素可能共同影响了样品的颜色，使其呈现黄绿色。

如图4所示，EDS映射显示G1的空隙较少，孔隙率较低，表面起伏小于5 μm，呈现出类似玻璃相的连续和平滑特性。Al的EDS映射显示分布密集且均匀，几乎没有暗区。Ca的EDS映射显示出类似的元素分布模式，表明Ca在烧制过程中起重要作用。Fe的分布均匀，含量与G1和G2相当，表明样品应呈现黄色。

另一方面，G5的孔隙形态呈圆形且钝化，平均孔径约为15 μm，可能导致釉料质地粗糙。Al元素的分布呈骨架状，颗粒大小在30至50 μm之间。Ca的EDS谱显示分布与Si和Al相似。Fe元素的EDS谱显示Fe以聚集体的形式存在，聚集体大小约为20–40 μm。这表明G5可能因Fe元素而呈现颜色变深，并可能产生类似“黑洞”的纹理效果。

使用基于阿基米德的值验证了样品的整体孔隙率、吸水率和表面积的差异，以进一步验证SEM结果的可靠性。如图5所示，五个样品的整体数据相似，表明它们属于同一类别。值得注意的是，G5的孔隙率最高，达到16.67%，这与SEM观察到的特征一致。此外，G4和G3也较为相似，但G4的表面积略大于G3，表明其结构更致密。

图5. G1–G5的吸水率、表观孔隙率（AP，%）和体积密度（BD，g/cm3）。

图6分析了五个样品的结构特征以及结晶和固体废物对合成效率的相对影响。固体废物（如粉煤灰、硅粉和含镍矿渣）引入的Al、Si和Fe氧化物比例的变化会导致釉料中特定晶相的形成，并改变其结晶度。当主要相中的Al2O3含量增加时，会促进莫来石相的沉淀；而SiO2则以石英或斯蒂索石的形式存在。在还原气氛下，Fe2O3会形成赤铁矿；在富硅系统中，可能形成橄榄石。在NiO存在的情况下，会形成镍硅酸盐（Ni2SiO4）或镍铁尖晶石（NiFe2O4）。

图6. G1–G5的相分析。(a) G1–G5的XRD图谱。(b) G1–G5相对峰面积的半定量比较。(c) G1–G5相对峰面积的FWHM。增加20%的粉煤灰含量会导致釉料熔体的粘度增加，从而抑制晶体生长。然而，莫来石的整体结晶度先增加后减少；适量的粉煤灰有助于微晶的形成。过量的粉煤灰由于粘度过高而抑制晶体生长，反而降低结晶度。Fe含量的增加会导致通过Fe3+形成氧化铁相，提高局部结晶度，但会使釉面变得粗糙。过量的硅粉会促进石英相的沉淀，增加结晶度，使釉面变得透明光滑。实现哑光效果的关键在于，当粉煤灰增加20%时，结晶度可能会影响漫反射，从而影响哑光质地的形成。XRD图谱显示，所有五个样品都表现出以斜长石（斜长石-拉长石固溶体）为主的陶瓷晶体结构，主峰位于27.9附近。这表明烧制后，固体废物在釉料中形成了以CaO–Al2O3–SiO2为主的铝硅酸盐，其中斜长石型晶体沉淀出来。

具体来说，G1和G2的主峰为斜长石（PDF 98-0093），位于27.98，伴随明显的次要峰为方石英（PDF 98-0178）和拉长石（PDF 98-0272）。这表明部分Al-Si溶解到了玻璃相中，而难熔晶体仍然沉淀出来。这种模式表明两个样品都具有高耐火性和粘度的特征。另一方面，G3和G4的主峰分别为透辉石（PDF 98-0197）和斜长石（PDF 98-0093），两个样品都含有透辉石和辉石。结合XRF化学成分数据，这种模式表明随着CaO和MgO含量的增加，两个样品都形成了高Ca–Mg辉石结晶特征，可能导致微晶生长，与SEM显微图一致，从而形成光滑的晶体釉料。G5样品显示出更简单的结果，表明正长石（PDF 98-0093）是主要成分，没有出现辉石或莫来石。Ca-Mg含量降低，使样品恢复到斜长石和SiO2的结晶特性。G5在30°以上的区域显示出衍射特征，证实所有样品都具有结晶结构，如表5所示。G5样品在多个高角度区域显示出衍射峰，表明其形成了更规则的辉石和钙长石结晶结构。表5显示了G1–G5的XRD图案数据。图6b基于特征衍射峰的相对积分面积，对五个样品组（G1–G5）的相对晶体相组成进行了半定量分析，清楚地说明了组成与晶体相组成之间的关系：G1和G2主要由斜长石（主要是钙质斜长石）组成，只含有少量的低温石英或透闪石，反映了高耐火性和高粘度的结构特性；在G3和G4中，由于CaO和MgO含量的增加，晶体相完全或部分转变为以辉石为主的相（透辉石和正辉石）；值得注意的是，在G3中，透辉石占到了81.84%，为微晶生长提供了结构基础；在G5中，随着Ca-Mg含量的降低，晶体相完全恢复为斜长石型（方解石+拉长石），没有形成辉石相。这恢复了铝硅酸盐斜长石的结晶特性；这一结果与XRD图案中的相鉴定完全一致，验证了半定量分析方法在高度非晶态釉料系统中的可靠性。图6c进一步根据特征峰的半高宽（FWHM）表征了每个相的结晶度和晶粒大小；较小的FWHM表示更高的结晶度和更完整的晶粒。所有样品中方解石的FWHM保持在0.56–0.59°之间，使其成为系统中结晶度最稳定的主要相。G3和G4中辉石型相的FWHM明显低于次要相；特别是G4中的透辉石FWHM仅为0.45°，是所有样品中的最低值。这证实了高Ca-Mg含量促进了辉石中高度结晶微晶的生长，这是釉面光滑且有光泽的核心结构原因。G1和G2中次要相（低温石英和斜长石）的FWHM以及G5中斜长石的FWHM均大于0.9°，表明其结晶度低于主要相。这与这些次要相的结构位置一致。

此外，图7展示了G1至G5的三元相图，说明了在1523 K（1250°C）下CaO–Al2O3–SiO2三元系统中的相平衡关系。相图的三个顶点分别代表CaO、SiO2和Al2O3成分，而图中的任何一点表示由这些元素的不同摩尔分数组成的混合物。图7显示了CaO:Al2O3:SiO2的摩尔比为56.08:101.96:60.08。这进一步说明了在高温烧结过程中可能形成的平衡相，例如方解石和辉石。显然，样品通过增加由飞灰提供的Ca和Si（通过SiO2和Al2O3）来控制辉石等相的沉淀。

总体而言，XRD分析揭示了固体废物在釉料材料中的结晶结构行为和溶解效应。观察到高炉矿渣含有高水平的CaO和MgO，其浓度从G1到G3逐渐增加。主要的XRD峰从钙长石（CaAl2Si2O8）逐渐转变为透辉石（CaMgSi2O6）。这表明高炉矿渣促进了微晶的形成，同时减少了难熔晶体的存在和未溶解残留物。此外，飞灰含有高量的SiO2和Al2O3。对G3至G5样品的XRD分析显示，结晶相已恢复为方解石和石英，而辉石峰减弱，表明飞灰通过增加Si:Al比例增强了SiO2的沉淀，形成了单一的结晶状态。这些发现全面阐明了固体废物在陶瓷釉料中的结构机制。它们共同决定了釉料中晶体相的类型和相对比例。

我们使用可见光谱分析仪分析了五个样品的可见光谱。如图8所示，所有样品的光学响应大体一致，表明它们的基本光学特性相似。具体来说，在大约460 nm到500 nm的蓝光和青光带中有强烈的光学响应，其中G2接近峰值。这可能表明有轻微的暖黄色底调。此外，在大约650 nm到690 nm的红光波长区域观察到显著差异，G3的响应明显高于其他样品，而G1则明显低于G1、G4和G5。这一光谱段揭示了不同程度的红色影响，可能导致样品表现出更大的黄色偏差。图8显示了G1–G5的漫反射结果。为了进一步验证釉料样品的颜色，我们重新配制了原材料并再次烧制样品。使用CIE L*A*B*色度系统量化了新批次样品的颜色。如图9a所示，G1至G5的饱和度范围为60.65%到74.10%，其中G1的亮度最高，L*值为74.10%。G5的颜色最深，饱和度值为60.65%。图9b显示了黄色方向的颜色结果，G5的黄色值最高，达到31.04。G3和G4相似，分别为25.16和24.43。其中，G1的黄色最弱，仅为25.16。如图9c的散点图所示，所有样品都位于黄色-红色区域内。G3和G4表现出较弱的红色调，这可能与这两个样品的冷色调有关。图9显示了样品的L*A*B*色度结果：(a) 样品的明度；(b) 黄色方向的颜色结果；(c) 样品在红色和黄色方向的散点图。随后，我们比较了两个批次的样品，如图10所示。重复实验后，G1、G2和G3在重复实验中表现出优异的颜色一致性。G1和G3表现出非常高的重复性，而G2、G4和G5则表现出一些敏感性。图10显示了第一批和重复批次样品之间的颜色比较。两组样品并排显示，以便直观比较它们的差异。总体颜色趋势和质地保持一致。因此，两次实验都表明两个批次非常相似，符合预期。G1和G3的重复性良好，误差率约为1%，但G4在B*值比较中表现出一些波动。图10显示了两次烧制的重复实验结果。此外，为了进一步探索样品的烧制温度可能性，我们使用1100°C的低温釉料进行了烧制。如图11所示，样品上的釉料表面未结晶。釉料表面出现了各种缺陷，包括裂纹、剥落和缺乏颜色。这表明当前的配方在低温范围内无法形成陶瓷釉面。烧制温度仍限于高温范围。图11显示了在1100摄氏度下烧制的G1至G5的图像。图12a显示样品的一半被遮光条覆盖。这一步骤旨在提供暴露后颜色或质地的变化视觉比较。图12b显示了连续100小时紫外线照射后的对比图像。实验表明样品两侧的颜色或质地没有变化。因此，可以得出样品具有一定稳定性的结论。图12显示了G1–G5的光学老化测试结果对比。(a) 实验前的样品图像；(b) 实验后的结果图像。此外，如图13所示，左侧显示了本研究中烧制的G1–G5样品，右侧展示了三种不同颜色的商用釉料。如图所示，这两类釉料在哑光质地和风格上属于同一类别。这进一步表明样品符合现代审美标准，并具有商业价值。

4. 结论

本研究基于传统的陶瓷烧制技术，探讨了使用飞灰（FA）、高炉矿渣（SL）、硅灰（SF）、煤矸石（CG）和脱硫石膏（FG）作为陶瓷釉料的原材料。它分析了这些釉料的质地和颜色特性。通过多种表征方法，包括XRD、XRF和SEM，我们研究了不同固体废物在烧制过程中的结晶变化、玻璃相溶解度、孔隙率和沉淀比例及其对陶瓷釉料的可观察影响。主要发现如下：

G1–G5都属于SiO2–Al2O3–CaO系统。通过添加高炉矿渣和脱硫石膏，可以调整CaO和MgO的比例，作为晶体形成的关键来源。就质地而言，微观结构的孔隙率和晶体沉淀程度共同影响釉面的粗糙度。XRF分析表明，当CaO含量相对较低时（如G1、G2和G5样品），表面显得粗糙且多孔；当CaO含量相对较高时（如G3和G4样品），晶体分布更密集，导致釉面相对光滑。

在烧制过程中，Ca和Mg等金属表现出不同的状态，从而影响“玻璃相”或“结晶相沉淀”的倾向。此外，SiO2相决定了富Si残留物的含量和结晶特性。SEM结果表明，G1至G3的陶瓷釉料表现出相对一致的物理外观。G4和G5样品显示出更好的晶体连续性、减少的孔隙和未反应的废物。XRD分析确认固体废物样品含有主要结晶相，如正长石和透辉石。晶体组成受到飞灰含量的影响，飞灰含量的增加使样品恢复到斜长石和SiO2的结晶特性。颜色和质地的形成与微观结构的分布状态有关，质地直接与玻璃相、孔隙和沉淀晶体相关。G1和G2中的Fe2O3含量高于G3，G2的结晶度更高。铁集中在结晶相中，导致更明显的红黄色调。G3表现出最多的晶体沉淀，而G4的表面更加连续和光滑。此外，沉淀晶体和着色元素的分布与釉料颜色直接相关。G3中的NiO含量低于G1和G2。G3样品的NiO含量较高，Fe2O3含量较低，共同产生了冷色调的黄绿色光泽。釉料颜色由进入玻璃相的固体废物金属和晶体散射强度共同决定。G5样品含有高Fe含量（5.57 wt%）和良好的晶体连续性，其颜色在肉眼中呈现明显的深红色。G1和G2的Fe含量约为4.8 wt%，但G2表现出更多的晶体沉淀。从视觉上看，G2呈现出比G1更红的色调。

通过利用这些固体废物，我们可以减少主要矿石的开采，同时保持陶瓷釉料的美观性。同时，我们建立了一个涵盖化学组成、相结构、微观结构和视觉效果的全面设计机制。这种方法能够精确控制釉料原本不可预测的特性，使其适用于日常陶瓷餐具和纪念品。这项研究不仅倡导环保的绿色设计，还提高了经济效益。局限性
尽管固体废物现在已被划分为不同的等级（例如F级粉煤灰），但不同批次之间的成分仍存在差异。这可能导致成分波动，从而产生效果各异的釉料。本研究主要从化学元素和表面特征的角度解释微观结构的形成规律，但并未系统探讨与颗粒大小相关的反应差异或结晶动力学分析。未来的研究可以进一步探讨不同颗粒大小废物之间的反应过程差异，以及结晶动力学在不同烧制温度下对釉料结构的影响。本章主要描述的现象可以通过定量方法（如Rietveld精修法）进行进一步验证。此外，尽管本研究未对机械性能进行具体定量测试，但连续的微观结构为釉料表面的稳定性提供了依据。未来的研究可以探索包括光泽度、硬度、附着力、吸水率、孔隙率和抗热震性在内的各项指标。