梁 標，黃壽琨，蔡德所,4，董 堃，黃月群，孫桂凱，莫崇勛

(1. 廣西水利電力勘測設計研究院有限責任公司，南寧 530004； 2. 廣西大學 土木建筑工程學院，南寧 530004；3. 桂林理工大學 環(huán)境科學與工程學院，廣西 桂林 541006； 4. 三峽大學 水利與環(huán)境學院，湖北 宜昌 340033)

0 引 言

底泥是水體中有機污染物、重金屬和營養(yǎng)鹽的主要蓄積場所[1]，當河流水質受到嚴重污染或底泥過多造成水位降低、河道堵塞時，可考慮對河流進行疏浚。疏浚底泥屬于固體廢棄物，根據(jù)有關研究[2]，2016年我國年產(chǎn)疏浚底泥已達5億立方米(水下方)，而這個數(shù)據(jù)在2020年將預計達到51.5億立方米。盡管目前疏浚底泥在土地利用[3]、填方材料[4]、建筑材料[5]以及水處理材料[6]等方面得到了資源化利用，但仍近52%的疏浚底泥用來填埋及堆砌，得不到合理的處理和處置，占用了大量的土地甚至對周圍環(huán)境造成了污染，亟需進一步的合理利用。大理石廢粉是大理石在開采、運輸、打磨、切割等過程中產(chǎn)生的固體廢棄物，大理石廢粉吸水性很強，但其風干后因其粒徑極小，極易隨空氣進入人體口鼻，對人體造成危害。目前已知大理石廢粉可內摻取代水泥生產(chǎn)普通混凝土[7]，而其他資源化利用方面卻鮮見報道。

陶粒具備著建筑集料或濾料的優(yōu)良特性。根據(jù)不同的制陶材料及工藝，可獲得不同性能的陶粒，而不同性能的陶粒其應用范圍也不一樣：低密度、低吸水率、高強度的陶?？捎糜诮ㄖp集料中[8-10]，高吸水率、多孔、比表面積大并具有一定強度的陶粒可用于濾料中[11-13]。傳統(tǒng)陶粒多用頁巖和黏土等制成，而今這些不可再生資源已被限制開采，因此目前制陶原材料已大多轉移到了與黏土化學成分相近的鋼渣[14]、粉煤灰[15]、污泥[13]、底泥[16]等固體廢棄物中，這些材料是為成陶成分。而為了制備多孔高吸水率的陶粒，許多研究人員還添加了旱傘草[6]、秸稈[10]、木屑[17]、貝殼粉[18]及鋸末[19-20]等發(fā)泡劑以增加制陶原料的產(chǎn)氣物質，從而使陶粒內部具備多孔結構。

目前以底泥為原料制陶的研究很多，且大多研究仍添加了黏土類、水泥等價值較高的材料，以底泥和大理石廢粉共同制陶的研究卻鮮有報道。本文所制備的底泥-大理石廢粉陶粒(DMC)原材料均為固體廢棄物，造價低廉，符合綠色發(fā)展、綠色建筑的理念。本研究通過設計以不同底泥比例、大理石廢粉量、預熱時間、焙燒溫度、焙燒時間為因素，以堆積密度、吸水率、抗壓強度和除磷率為水平的L16(45)正交試驗，考察了不同制陶原料配比和工藝參數(shù)對陶粒性能的影響和規(guī)律。

1 實驗材料及方法

1.1 原材料及其預處理

實驗所用底泥于桂林市古桂柳運河和良豐河兩河段疏浚所得，分別記為DSⅠ和底DSⅡ，兩河段底泥的主要化學成分和燒失率有一定的差異，這是因為相較于良豐河河段，古桂柳運河附近居民點及養(yǎng)殖場多，生活污水、養(yǎng)殖場污水排放較嚴重。大理石廢粉取自廣西利升事業(yè)有限公司，記為MWP，其為切割人造大理石荒料時產(chǎn)生，呈白色，其主要成分為碳酸鈣，經(jīng)酸性高錳酸鉀檢測含F(xiàn)e3+。將所采底泥放在通風無陽光直射的室內自然風干兩周，然后用粉碎機將其與大理石廢粉粉碎,過300目篩，裝入自封袋中備用。

1.2 DMC的制備

將預處理好的DSⅠ、DSⅡ和MWP按一定比例充分混勻，然后加入約40%的蒸餾水揉成泥團，將其放入制條器中制成細條狀，最后放入粒徑規(guī)格為6 mm的制丸板中手動制陶。將做好的料球先放入鼓風干燥箱105 ℃下干燥2.5 h以降低其含水率，之后取出放入馬弗爐，經(jīng)過預熱和焙燒之后關停馬弗爐，待其自然冷卻后取出陶粒成品。

1.3 測試與表征

采用日本理學的ZSX PrimusⅡ型X射線熒光光譜儀(XRF)對原材料進行化學成分檢測。采用北京恒久公司的HCT-1型熱重/差熱分析儀(TG/DTA)測試原材料的熱穩(wěn)定性，樣品取6 mg，在N2氛圍中由37 ℃加熱到950 ℃，升溫速率為20 ℃/min。

采用荷蘭Malvern Panalytical公司生產(chǎn)的DY5626型粉末X射線衍射儀(XRD)對DMC進行物相組成分析，Cu靶，電壓40 kV，電流100 mA，角度范圍10～90°，掃描速度5°/min。

陶粒堆積密度和吸水率的測定和評價參考中華人民共和國國家標準(GB/T 17431.2—2010)“輕集料及其試驗方法第2部分：輕集料實驗方法”[21]；陶粒抗壓強度的測定參考文獻[22]所報道的方法；

陶粒除磷率的測定：稱取3 g陶粒置于150 mL規(guī)格的錐形瓶中，加入制備好的20 mg/L的K3PO4溶液100 mL，置于水浴恒溫振蕩器上，設置溫度25 ℃，轉述140 r/min，恒溫震蕩36 h。震蕩完成后取上清液，過0.45 μm濾膜，按照中國人民共和國國家標準(GB 11893—89)“水質 總磷的測定 鉬酸銨分光光度法”對磷進行測定。按以下公式記算去除率：

式中c0為K3PO4溶液的初始濃度，mg/L；ct為K3PO4溶液的最終濃度，mg/L。

2 結果與討論

2.1 DSⅠ、DSⅡ和MWP的化學成分

表1為DSⅠ、DSⅡ和MWP的化學組成。DSⅠ和DSⅡ的主要成分為SiO2、Al2O3和Fe2O3，與黏土的主要成分類似。與Riley[23]所提出的制陶原料化學組成范圍：SiO2:48%～70%;Al2O3:8%～25%;(Fe2O3+CaO+K2O+NaO):4.5%～31%相比，DSⅠ的SiO2含量偏低，DSⅡ的SiO2含量偏高，因此可將兩者按一定比例混合使其化學組成在該范圍之內進行制陶。MWP的主要成分為CaO和MgO，燒失量高達46.65%，將其作為制陶原料可彌補DSⅠ、DSⅡ燒失量不足的缺點，有利于陶粒的膨脹，且CaO和MgO作為助熔劑，其含量的增加可進一步降低陶粒產(chǎn)生液相時的溫度，從而減少制陶能量的損耗。

表1 DSⅠ、DSⅡ和MWP的化學組成(wt.%)

2.2 DSⅠ、DSⅡ和MWP的熱穩(wěn)定性

圖1為DSⅠ的TG/DTA曲線圖，從圖中可以看出其加熱過程可大致分為3個階段：

圖1 DSⅠ的TG/DTA曲線Fig 1 TG/DTA curses of DSⅠ

(1)37～220 ℃：此階段失重率為3.72%，DTA在95 ℃上有一小的吸熱峰，主要是樣品表面水的揮發(fā)所致。

(2)220～605 ℃：此階段失重率為13.03%，失重最明顯，DTA在300 ℃左右可觀察到一明顯的吸熱峰，其為MgCO3的熱分解，后面交錯的放熱峰是由于樣品結構水的脫除需吸熱與有機物碳化產(chǎn)生氣體放熱所致。

(3)605～780 ℃：此階段失重率為5.21%，DTA曲線上可觀察到一明顯的吸熱峰，這是碳酸鈣高溫分解產(chǎn)氣吸熱所致。

圖2為DSⅡ的TG/DTA曲線圖。由圖中可以看出DSⅡ的DTA曲線的放熱峰與吸熱峰交錯，但變化范圍很小，失重率也較低，其失重原因主要是有機質的碳化與結構水的脫除，表明DSⅡ有機質很少，熱穩(wěn)定性較好，說明DSⅢ具備很高的成陶骨架成分。

圖2 DSⅡ的TG/DTA曲線Fig 2 TG/DTA curses of DSⅡ

圖3為MWP的TG/DTA曲線圖。從圖中可知MWP的失重率可達44.51%，其在780 ℃左右有一明顯的吸熱峰，這是碳酸鈣的熱分解所致，表明MWP碳酸鈣含量很高。

圖3 MWP的TG/DTA曲線Fig 3 TG/DTA curses of MWP

參考文獻[10，24]的方法，取失重曲線第二階段的中點溫度作為預熱溫度來去除大部分的有機質。對料球進行合理的預熱可使料球在焙燒階段仍能剩余一定的有機質使得料球膨脹，過多有機質會使料球在焙燒階段逸出大量氣體，使陶粒形成較大的連通孔，過少有機質則不利于料球的膨脹，使得陶?？紫稖p少。結合3種原料曲線圖的失重對比，本研究取400℃為預熱溫度。

2.3 正交實驗分析

根據(jù)前文對原材料的化學成分與熱穩(wěn)定性分析，結合Riley制陶理論，設計了五因素四水平L16(45)正交實驗，如表2所示。其中預熱溫度為400 ℃，DSⅠ:DSⅡ是以成陶成分SiO2、Al2O3的量來設計的，如表3所示。

表1 DMC正交試驗因素和水平

表3 不同底泥比例下SiO2和Al2O3的變化趨勢

表4為不同因素水平下DMC的堆積密度、吸水率、抗壓強度、除磷率，可以看出16組DMC堆積密度均在輕集料范圍內，抗壓強度最高可達17.2 MPa，可達到高強集料標準，吸水率在2%～38.44%內變化，除磷效果總體較好，除磷率最高可達99.85%。為考察不同制陶原料配比和各工藝參數(shù)對陶粒性能的影響和規(guī)律，應用質量管理軟件minitab對表3的數(shù)據(jù)進行分析與改進，得到底泥比例、大理石廢粉量、預熱時間、焙燒溫度和焙燒時間5個因素對DMC堆積密度、吸水率、抗壓強度和除磷率的極差和方差分析結果，如表4和5所示，其中最不顯著的因素將會在方差分析中剔除。

表4 DMC正交試驗結果

2.4 DMC的堆積密度

由表5可以看出，五因素對DMC堆積密度影響程度由強到弱依次為：焙燒溫度(278.76 kg/m3)>大理石廢粉量(124.36 kg/m3)>預熱溫度(85.66 kg/m3)>焙燒時間(78.26 kg/m3)>底泥比例(33.03 kg/m3)；從表6可以看到，焙燒溫度是影響DMC堆積密度的高顯著因素，大理石廢粉量、預熱溫度和焙燒時間是影響DMC堆積密度的顯著因素，而底泥比例對DMC堆積密度無顯著影響。

表5 DMC性能極差分析結果

表6 DMC性能方差分析檢驗

由圖4(a)可知，當(SiO2+Al2O3)量由68.54%增加到74.99%時，DMC堆積密度呈先上升后下降的規(guī)律，與[9]所描述的相同，但整個過程DMC堆積密度變化范圍很小，原因可能是(SiO2+Al2O3)量均高于50%，使制陶原料共融點上升，在原有溫度下產(chǎn)生的液相量減少，造成陶粒體積與結構變化不明顯，因此堆積密度變化小。

MWP由0.4增加到1.1時，DMC堆積密度下降了15%，MWP由1.1增加到1.4時，DMC堆積密度提高了4%，總體呈先下降后上升的規(guī)律。原因是添加的MWP越多，其高溫分解的產(chǎn)生氣體越多，DMC質量損失越大，同時DMC體積也得到了膨脹，堆積密度下降；但MWP超過一定量時，其高溫分解產(chǎn)生的CaO含量也過多，降低了制陶原料共融點，大量液相提前生成，導致DMC體積收縮，使DMC堆積密度提高。

預熱時間由5 min增加到10 min時，DMC堆積密度下降了9%，表明制陶原料中有大量預熱階段未參加反應的C參與到了DMC的焙燒階段與Fe2O3反應生產(chǎn)CO2氣體，使得DMC得以膨脹，體積增大；當預熱時間超過10 min時，DMC堆積密度開始上升，這是由于大量的C在此階段被消耗，DMC在焙燒階段產(chǎn)氣不足無法膨脹。從此處可以看出預熱時間過長和過短均會提高DMC堆積密度。

焙燒溫度在1 120 ℃以前對DMC堆積密度影響較小，在1 180 ℃時DMC堆積密度顯著提高，原因是原因是1 120 ℃以前，DMC產(chǎn)生的液相量較少，對DMC結構影響不大；在1 180 ℃時，DMC表面產(chǎn)生大量液相回填內部孔隙，DMC內部化學成分晶體化，固體顆粒受到液相表面張力的作用相互靠近縮合，導致DMC體積嚴重收縮，堆積密度迅速提高。

焙燒時間由5 min增加到15 min時，DMC堆積密度提高了10%，由15 min增加到20 min時，DMC堆積密度下降了6%。焙燒時間會影響DMC焙燒階段制Fe2O3與C的反應程度，兩者反應越充分，DMC產(chǎn)生的氣孔越多，堆積密度越??；當焙燒時間過長時，液相的增多也會導致DMC體積收縮，堆積密度增大。

2.5 DMC的吸水率

由表5可以看出，五因素對DMC吸水率影響程度由強到弱依次為：焙燒溫度(27.63%)>大理石廢粉量(8.19%)>焙燒時間(4.69%)>預熱溫度(3.5%)>底泥比例(2.57%)；從表6可以看到，焙燒溫度P是影響DMC吸水率的高顯著因素，大理石廢粉量和焙燒時間是影響DMC吸水率的顯著因素，而預熱時間和底泥比例對DMC吸水率無顯著影響。

由圖4(b)可知，隨著(SiO2+Al2O3)量的增加，DMC吸水率先下降后上升，這是由DMC焙燒階段所形成的液相量和產(chǎn)氣量決定的：(SiO2+Al2O3)量越高，一定溫度下產(chǎn)生的液相量越多，黏度越大，若此時有相應大的產(chǎn)氣量，DMC便能充分完成膨脹，內部孔結構增多，吸水率上升；若產(chǎn)氣量不足，液相鋪滿孔隙，吸水率便會降低。

MWP量從0.4增加到1.1時，DMC吸水率提高了8.2%；MWP由1.1增加到1.4時，DMC吸水率下降l2.5%，總體呈先上升后下降的規(guī)律。原因是增加MWP會使DMC在焙燒過程中產(chǎn)生的CO2量增加，大量的氣體從DMC內向外逸出，使DMC具備多孔結構，從而增加了吸水率；但當加入的MWP過多時，其生成的大量CaO粉末會覆蓋DMC內部孔隙和脹破DMC內部結構使開口孔隙開口變大，從而降低孔隙率，造成吸水率的下降。

預熱時間為10 min時，DMC吸水率最高，為29.82%，預熱時間在5、15、20 ℃時DMC吸水率在26.4%左右，總體上變化規(guī)律不大，但可以看出，與預熱時間對堆積密度的影響原理相似，預熱時間為10 min時，制陶原料中參與DMC焙燒階段的C最多，此時DMC的膨脹效率最高，內部形成的孔隙最多。

隨著焙燒溫度的增加，DMC吸水率呈下降規(guī)律。焙燒溫度由1 000 ℃增加到1 180 ℃時，DMC吸水率下降了27.63%。這是由于隨著焙燒溫度的上升，DMC形成的液相量越來越多直至填滿了DMC內外部的孔隙使DMC致密。

2.6 DMC的抗壓強度

由表5可以看出，五因素對DMC抗壓強度影響程度由強到弱依次為：焙燒溫度(8.232 MPa)>焙燒時間(3.748 MPa)>底泥比例(3.623 MPa)>預熱溫度(3.473 MPa)>大理石廢粉量(3.21 MPa)；從表6可以看到，底泥比例、焙燒溫度和焙燒時間是影響DMC抗壓強度的顯著因素，預熱溫度和大理石廢粉量對DMC抗壓強度無顯著影響。

由圖4(c)可以看到，隨著成陶成分(SiO2+ Al2O3)的增加和Al2O3的減少，DMC抗壓強度降低了55.5%，原因一是成陶成分增加提高了DMC生成液相時的溫度要求，液相生成量減少；二是Al2O3含量的減少使得能替換硅氧四面體的Al3+減少，因此生成的能增強DMC強度的物質減少。這兩個原因導致了DMC抗壓強度的降低。MWP對DMC抗壓強度沒有規(guī)律可循，原因是CaO和MgO只是作為助熔劑，適當?shù)靥岣邇烧叩暮靠纱偈固樟Ｒ合嗵崆吧?，從而使陶粒強度提前形成，其與DMC抗壓強度的大小沒有直接聯(lián)系。

圖4 底泥質量比DSⅠ∶DSⅡ、大理石廢粉量(MWP)、預熱時間、焙燒溫度和焙燒時間對DMC堆積密度、吸水率、抗壓強度、除磷率的影響Fig 4 Effects of mass ratio of DSⅠ∶DSⅡ, mass of MWP, preheating time, calcining temperature and calcining time on bulk density, water absorption, compressive strength, pohosphorus removal rate of DMC

預熱時間由5 min 增加到10 min時，DMC抗壓強度下降了58.5%；預熱時間從10 min增加到20 min時，DMC抗壓強度提高了60%。從上文的分析中已知預熱時間為10 min時，DMC內部和表面的孔結構是最多的，因此預熱時間為10 min時DMC抗壓強度最低。隨著預熱時間的增加，DMC后期焙燒階段產(chǎn)氣減少，孔結構也減少，DMC抗壓強度提高。

焙燒溫度由1 000 ℃增加到1 120 ℃時，DMC抗壓強度緩慢地降低，焙燒溫度從1 120 ℃增加到1 180 ℃時，DMC抗壓強度急劇提高。與其他研究中報道的陶?？箟簭姸入S著焙燒溫度的增加而提高不同，本次研究中DMC抗壓強度在焙燒溫度為1 000～1 120 ℃時有所降低，原因是在此段溫度范圍Fe2O3與C發(fā)生反應生成了FeO、CO2或CO氣體，導致DMC內部和表面結構疏松，氣孔增加，抗壓強度有所下降；焙燒溫度在1 120～1 180℃時，制陶原料中大部分物質達到共融點，產(chǎn)生大量的液相，液相回填陶粒內部孔隙，孔隙逐漸消失，陶粒外部形成釉質，使DMC抗壓強度大大提高。焙燒時間對DMC抗壓強度的影響成正比，其從五分鐘增加到20 min，DMC抗壓強度提高了60.67%，原因是焙燒時間越長，生成的液相量越多，DMC致密度越高，抗壓強度也越高。

2.7 DMC的除磷率

由表5可以看出，五因素對DMC除磷率影響程度由強到弱依次為：焙燒溫度(60.84%)>焙燒時間(5.93%)>預熱溫度(3.473%))>底泥比例(2.93%>大理石廢粉量(2.28%)；從表6可以看到，焙燒溫度是影響DMC除磷率的高顯著因素，焙燒時間和預熱時間是影響DMC除磷率顯著因素，底泥比例和大理石廢粉量對除磷率無顯著影響。

3 DMC性能與表征

3.1 DMC性能測試

根據(jù)正交試驗分析結果可見，DMC普遍具備很高的除磷率，在考慮節(jié)能、輕質、高吸水率、高抗壓強度和高除磷率綜合性能下，選擇DSⅠ∶DSⅢ∶MWP=2∶1∶0.8、預熱時間為10 min、焙燒溫度為1060 ℃、焙燒時間為10 min的組合制得高效除磷底泥-大理石廢粉陶粒，記為DMC-HP；選擇 DSⅠ∶DSⅡ∶MWP=2∶1∶0.8、預熱時間為5 min、焙燒溫度為1180℃、焙燒時間為15 min的組合，可制得輕質、高強、低吸水率底泥-大理石廢粉陶粒，記為DMCC。為使實驗結果可靠，每次做五組平行試驗然后取其平均值作為最終結果，其性能指標結果如表3.8所示，DMCP相關指標均符合中華人民共和國城鎮(zhèn)建設行業(yè)標準(CJ/T 299—2008)《水處理用人工陶粒濾料》,DMC-HC指標均符合國標(GB/T 17431.2—2010)《輕集料及其試驗方法第1部分：輕集料實驗方法》，屬于高強輕集料范圍。圖5(a)、(b)、(c)分別為燒脹前陶粒的Raw DMC、DMC-HP、DMC-HC的實物圖，在燒脹前呈灰褐色至灰白色，這是添加的MWC量不同導致的；DMC-HP呈淺紅褐色，說明此條件下仍有未反應完的Fe2O3，表面有白點，這是MWP高溫后生成的CaO顆粒；DMC-HC體積收縮明顯，主體呈黑色有光澤，表面仍有少部分灰質，表明有釉質生成但未覆蓋完陶粒表面。

圖5 不同制備工藝下的DMC實物對比圖Fig 5 Contra pictures of DMC at different preparation

使用掃描電子顯微鏡比較Raw DMC、DMC-HP、DMC-HC內部結構變化，見圖6。如圖6(a)、(b)所示，DMC未經(jīng)焙燒時，內部幾乎沒有孔隙結構，表面較多塊狀物質；如圖6(c)、(d)所示，DMC-HP出現(xiàn)了大量的不規(guī)則孔結構，這是DMC焙燒過程中制陶原料物質充分產(chǎn)氣的結果,孔隙結構的增多；同時也可以發(fā)現(xiàn)經(jīng)焙燒后的DMC表面更粗糙，分布著許多團狀顆粒物質，這是由于DMC在焙燒過程中，處于陶粒內部的大理石廢粉高溫分解生成的CaO、MgO顆粒殘留在DMC的內表面。如圖6(e)、(f)所示，DMC-HC內部結構幾乎不存在孔隙，非常致密，表明其焙燒過程中產(chǎn)生了大量的液相，液相回填陶粒內部孔隙，使陶?？紫稖p少。

圖6 DMC焙燒前后SEM圖Fig 6 SEM images fo the non-calcined DMC and the calcined DMC

3.2 DMC物相組成與性能形成機制

圖7為未經(jīng)處理的DMC、DMC-HP、DMC-HC以及DMC-HP、DMC-HC吸附磷溶液之后的XRD圖譜，可見，不同制備條件下的DMC主要晶相是不同的。未經(jīng)處理的DMC主要晶相為方解石、石英和巖鹽，含有少部分剛玉，方解石來源于MWP，而石英、巖鹽來自于河道沉積物底泥。DMC-HP和DMC-HC中的方解石已經(jīng)消失，說明MWP已被高溫分解，DMC-HC中剛玉的峰已消失，說明此制備工藝下Al2O3已完全參與鋁硅酸鹽礦物的形成，兩者主要晶相只剩石英，但與未經(jīng)處理的DMC的α-石英不同，其主要為β-石英。除此之外，DMC-HP還存在黃長石和透輝石，說明在此制備工藝下Ca、Mg、Si、Al等離子已發(fā)生了復雜的礦化反應，為DMC強度的形成提供條件；DMC-HC也出現(xiàn)了新的物質鈣長石、鋁酸鈣和藍晶石。藍晶石是一種硅酸鹽礦物，鋁酸鈣是CaO和Al2O3在高溫下燒結而成，這兩種物質強度都很高，它們的形成標志了DMC強度的提升。從表7中可以看出，DMC-HC吸水率很低卻也有一定的除磷效果，從其吸附磷后的XRD圖中我們發(fā)現(xiàn)了FePO4和CaHPO4，從DMC-HP吸附磷后的XRD圖中也出現(xiàn)了Ca5(OH)(PO4)3,這些物質都是白色沉淀，說明DMC除了通過物理作用吸附磷外，還通過以下化學過程除磷，如圖8所示：

表7 最佳制備工藝下的DMC性能

圖7 不同制備工藝下的DMC及其吸附磷后的XRD圖譜Fig 7 XRD patterns of DMC at different preparation and after their adsorption of phosphate

圖8 DMC化學除磷過程Fig 8 Phosphorus removing mechanism of DMC

雖然在圖4(d)中看不出大理石廢粉添加量對DMC除磷率的影響程度，但通過DMC化學除磷機制的分析可知，大理石廢粉的添加使DMC-HP得以通過化學沉淀的方式達到高效的除磷效果。

4 結 論

(1)利用兩河段底泥(DSⅠ和DSⅡ)的高成陶骨架成分和大理石廢粉(MWP)高燒失量的特點，在兩種不同的制陶工藝下成功制備了兩種性能不同的底泥-大理石廢粉陶粒(DMC)：①當DSⅠ∶DSⅡ∶MWP=2∶1∶0.8、預熱時間為10 min、焙燒溫度為1 060 ℃、焙燒時間為10 min，可制得堆積密度為696.29 kg/m3，表觀密度為1430 kg/m3，空隙率為52.23%，吸水率為33.42%，抗壓強度為2.37 MPa，破碎率與磨損率之和為4.12%，鹽酸可溶率為1.56%，比表面積為2.06 m2/g的高效除磷底泥-大理石廢粉陶粒，相關指標均符合(CJ/T 299-2008)“水處理用人工陶粒濾料”標準。②當DSⅠ∶DSⅡ∶MWP=2∶1∶0.8、預熱時間為5 min、焙燒溫度為1180 ℃、焙燒時間為15 min，可制得堆積密度為950.35 kg/m3、吸水率為1.5%、抗壓強度為25.53 MPa的陶粒，相關指標在(GB/T 17431.2—2010)“輕集料及其試驗方法第1部分：輕集料實驗方法”中屬于高強輕集料范圍。

(2)經(jīng)過除磷實驗的DMC-HP和DMC-HC的XRD圖上發(fā)現(xiàn)了新物質FePO4、CaHPO4和Ca5(OH)(PO4)3，說明DMC主要通過化學沉淀達到高效除磷效果的；同時在DMC-HC的XRD圖發(fā)現(xiàn)了新物質藍晶石和鋁酸鈣，其為DMC-HC獲得高強性能的主因。

(3)本文制陶所用原料只有底泥和大理石廢粉，均屬于固體廢棄物，既為底泥和大理石廢粉的資源化提供了新方向，也為制陶原料提供了新來源。