1、学院：材料与冶金学院姓名：张洋鹏学号：20081304班级：冶金 0802水化产物对高炉矿渣混凝土显微裂纹的影响Martin Boh, Miroslava GregerovDepartment of Geological Sciences, Faculty of Science, Masaryk University, Kotlsk 2, 611 37 Brno, Czech Republic摘要：在矿渣水泥混凝土的水化过程中，新颗粒状高炉矿渣的水化产物形成了。显微裂纹在混凝土空间分布与新形成的矿渣水合物有关。水化产物的化学成分是可变的，不稳定的。在未水化渣核心部位水化产物中得 Si / Ca
2、 比值显著升高。在水化物边缘中间的部分Mg 和 Al 含量也有一定的增长。这篇文章的目的是找到矿渣的水化产物和显微裂纹形成过程的关系。炉渣碱度的提高，在混凝土中显微裂纹的数量也减少并且玻璃体态的分数也降低，水化产物的形成总是伴随着体积的变化，它可以导致混凝土微裂纹。关键词：高炉渣，水化产物，显微裂纹，混凝土，电子探针1.前言：高炉矿渣（BFS）是一种细磨的，非金属的，迅速冷却的硅酸盐熔体材料，在高炉内从铁水中分开，它的本质是玻璃体包括结晶的硅酸盐和钙铝阳离子。矿渣形成的碎片般的颗粒，通常比水泥颗粒大。速冷使炉渣中的无定形或玻璃相优先形成。总的玻璃含量可用电子探针分析（EMPA ）估算 。背散射
3、电子（ BSE）的成像可以应用于估计数量和不同阶段硬化水泥的分布。当开始发生合物时不同的反应将会在矿渣颗粒周围。这些使水化过程更容易。高炉矿渣的水化产生更高硅酸钙水合物（ C - S - H）和较低的数量（C H） 1。形成的新的水化产物 BFS /硅酸盐水泥（PC ）的混凝土水化 2-5，水化混凝土渣是伴随着毛细管孔隙率的 C - S - H 产品的形态变化和减少。微裂纹在混凝土中的空间分布与新形成的渣水合物的化学成分有关。混凝土的渗透性是影响最终的耐久性的最重要因素 6 数据表明，经过约一天的水化一种新形态钙矾石出现在表面渣粒 7。这些钙矾石晶体比初始有较高的氧化铝和氧化镁。这些有一定机械
4、强度的矿渣水泥在形成与钙矾石量有关。Hkkinen 透露测量不同的水/ 胶比，干燥收缩是不是形成微裂纹主要的原因 8。2.实验材料与方法：2.1 实验材料A）实验室用了几个不同的炉渣样品，不同的化学成分和物理组成样品生产渣被用来作为参考材料。(Nov Hu, Ostrava1 and 2)(Martinsk slag, Tinec3) (Zetor, Brno4) (slag heap Kladno5)炉渣是不同的玻内容和火山灰组成(Table 1). 炉渣与普通硅酸盐水泥（ OPC）的在三个不同的混合（渣/ PC）的比率下混合。研究系统如概述表 2（Table2） 。激活剂没有被用于获取更多
5、的结晶水化产物的炉渣。粒径表 3（Table）给出的是炉渣筛分和激光测量粒度。混合比例为 1g（ BFS + PC ） ： 2g 干燥砂。样品中 500 - 800 微米所占的分数这些。B）具体样品是从布尔诺（东南部分捷克共和国）及其周边地区的四个 30 年的钢筋混凝土公路桥梁。将从选取的样本进行光学和电子探针研究。2.2 样品制备和实验细节实验室样品的固体预混 10 分钟，增加了水后，砂浆在行星搅拌机中以速度慢和速度快的条件下各搅拌一分钟。然后碗被刮掉下来，混合砂浆进一步快速度搅拌 2 分钟。样品投入 100 20 20 毫米的棱镜模具和脱模 2 天。根据测试储存在密封的塑料袋棱镜的相对湿度
6、达到 95 以上。从实验室样品后抛光的薄片经过 1 月，3 月和 6 个月的水化，在薄片样品的研究方向，样品仔细挑选，使他们不受到采样的影响。实验室样品研磨和抛光前先用环氧树脂浸渍。实验的核心（直径 95 毫米）采取干钻芯法，以避免不可取的重结晶水合物和解散溶于水的盐类。这没有任何开裂的核心用于薄片研究。薄片的方向是垂直于表面，它是选择与悉心照顾，使他们不受到采样。锤击采取的样品进行了仔细的排序；较大的和不间断的样本用来准备薄片。这些样品浸渍前进行切割，打磨和抛光。所有样品的切片用添加剂冷却。由于干燥收缩或在样品制备时形成的裂纹不应该和渣的水化形成的裂纹混淆。干燥收缩裂纹择优垂直于表面，其他组
7、相对较短的收缩裂纹分散而没有择优取向。样品制备过程中由于切割所造成的损害主要集中在样品表面的区域。这些裂纹的宽度可达 50m，其位置取决于切割方向 9。所选样品中经抛光的薄片放在光学偏振显微镜下观察，通过 WDX 分析、线扫描、X 射线图谱和电子显微系统的质量分析确定渣块的化学组成、元素分布和其中的水化物。Ga、Mg 、Al 、Si 的 X 射线图谱已经制作好，钙铁榴石、MgAl 2O4、红柱石、玻璃长石作为制作的标准。分析 BSE 图像确定裂纹和渣水化物的分布。3. 讨论显微裂纹受很多因素影响。在水泥形成、硬化、分离和渗透的过程中可能会产生裂纹。引起混凝土中内部压力和裂纹的一个重要因素是干燥
8、收缩。两个及以上的裂纹相互连接导致水泥失效。在 BFS / PC 混凝土中的以下部位观察到相当大的显微裂纹：a)水化渣颗粒的粘结界面；b) 水化轮廓内；c) 水化渣与非水化渣的界面。在电子探针分析中我们已经检测到了粘结剂和砂浆之间相互连通的裂纹。这些相互连接的内部裂纹形成了传输通道，用以传输可在空隙中析出的溶液。沉淀的形成可能伴随体积变化，会导致微裂纹的形成。在水泥粘结剂中出现 NaCl 立方晶体说明由于道路盐化使混凝土中的氯含量较高。其他相中氯含量高体现在渣中 C-S-H 产品的边界处，这些相形成了径向针状晶体。由于其形状和尺寸小，不可能用电子束区分它们和其它相。混凝土样品中玻璃体分数的减少
9、和碱度Mb=(CaO+MgO)/(SiO2+Al2O3)的增大使得微观裂纹的数量减少。渣粒中碱度 Mb 约为 2，由于微观裂纹的存在，样品中的碱度大大减小，约为 0.5。渣的碱度 Mb 影响渣中水化物相的化学组成裂纹的形成。这种颗粒状高炉渣的水化产物在在高炉矿渣的水化水泥粘贴接口处形成。这种相互作用改变 C - S - H 产物的化学组成和形态。从研究样本观察发现在原料渣的周围几微米的范围内铝含量有很小的增加。BSE 图像表明，矿渣形成的水化产物围绕在未水化的矿渣的核心（图 3 和 4 ）周围 。这种边界层的形成是通过向原料内部水化形成。这些边界呈往往被分割成两层或更多层。通过 X 射线图（图
10、 5 ） ，原子比图（图 6）和行扫描电子探针（图 7 ）了解水化过程。通过对硬化水泥浆体进行了 X 射线衍射图谱分析，可以了解矿渣在水化阶段的空间分布。 将水化渣颗粒中央部分的 12590 微米范围作为研究区域。 X 射线图显示，该区域是由未水化的矿渣核心，矿渣水化的边界层，C - S - H 熟料阶段的残留体和细骨料组成。X射线图也显示渣在水化时形成不只一个水化区。各个区域之间的界线并不明显。铝的替代硅位于五聚体硅酸盐链的四面体中央处或处于一个较长链的每三个四面体中。在硅铝酸盐链的增长更长的，它们的形态从纤维到箔状的变化。C - S H 形态的变化形成连通性较差的毛细管孔隙结构。 在矿渣颗
11、粒的水化边缘的铝含量明显升高，并向 C - S H 产物中心缓慢降低。这种类型的 Al 分布可以在所有样品和所有分析的部位观察到。富含 C - S - H 产品在 BFS / PC 系统中有重要作用，并在不同水平更换。镁含量高的地区，可能含有水镁石Mg(OH）2 作为水合相。稳定的矿物很少 2,4,5,11 。根据 X 射线衍射分析其存在的类水滑石相 Mg6Al2(CO3)( OH )16-4 (H2O),其中 Mg / Al 比值从 2.5 至 3.5 。这中间的 Mg / Al 比的变化可以通过扫描看出。水化产物中 Mg / Ca 的原子比与 Al/ Ca 的比值符合直线规律，表明表示成分
12、比例Mg/AL = 2.4 与水滑石类似。没有确切的晶体可以在显微镜下背散射图像解决。通过对未水化矿渣核心的水化产物线扫描分析指示 C - S - H 产物。线扫描的数据显示，在水化产物中 Mg/ Al 比值总是在中部地区处于最高水平。在这些部位的值从 1.7 到 2.8 变化 。镁含量缓慢从水化产物中央区到未水化矿渣核心和 C - S - H 产品降低。它可以解释为含有 C - S - H 产品和可以作为 Mg 和 Al 资源的未水化渣残留体的 Mg / Al 混合相。水化产物中钙含量减少显著。水化产物化学成分是多变和不稳定的。镁结晶过程中的体积变化可能是造成显微裂纹在边缘中部出现的原因。4
13、. 结论：矿渣的水化产物的化学成分不稳定和可变的。 X 射线图显示了 Mg 和 Al 在水化边缘中部有一定的增长。显微裂纹在边缘中部地区出现与镁的结晶有关。中部地区的水化产物总是有最高的 Mg/ Al 比值。在这些部位，可能是水滑石相，Mg/ Al 从 1.7 到 2.8 变化。从水化产品中部区域到对未水化矿渣核心和 C - S H 产物，镁含量明显减少。由于渣水化使镁明显减少导致 C-S -H 产量扩大。新形成的水化产物都伴随着量的变化，从而导致微裂纹的过程。高炉矿渣的化学成分，特别是其碱度影响水合产物的化学成分，从而影响（BFS / PC）混凝土的显微裂纹。参考文献：1 Regourd M
14、. Structure and behavior of slag portland cementhydrates. Proc. 7th. Int. Cong. Chem. of Cem, Paris, France;May 1980.2 Brough AR, Atkinson A. Sodiumsilicate-based, alkali-activatedslag mortars. Cem Concr Res 2002;32:86579.3 Hill J, Sharp JH. The mineralogy and microstructure of threecomposite cement
15、s with high replacement levels. Cem ConcrComp 2002;24:1919.4 Richardson IG, Brough AR, Groves GW, Dobson CM. Thecharacterization of hardened alkali-activated blast-furnaceslag pastes and the nature of calcium silicate hydrate (CSH)phase. Cem Concr Res 1994;24:81329.5 tevula L, Madej J, Koznkov J, Ma
16、dejov J. Hydration products at the blast-furnace slag aggregatecement paste interface. Cem Concr Res 1994;24:41323.6 Richardson IG, Cabrera JG. The nature of CSH in model slag cement. Cem Concr Comp 2000;22:25966.7 Cook DJ, Hinczak I, Cao HT. Hydration and morphological characteristics of cement con
17、taining blast furnace slag. Concrete 88 International workshop on the use of fly ash, slag, silica fume and other siliceous materials in concrete. Sydney, Australia; July 46 1988.8 Hkkinen T. The influence of slag content on the microstructure, permeability and mechanical properties of concrete. Cem
18、 Concr Res 1993;23:51830.9 Bisschop J, van Mier JGM. How to study drying shrinkage microcracking in cement-based materials using optical and scanning electron microscopy? Cem Concr Res 2002;32:27987.10 Richardson IG. The nature of hydration product in hardened cement pastes. Cem Concr Comp 2000;22:97113.11 Escalante-Garcia JI, Gorokhovsky AV, Mendoza G, Fuentes AF. Effect of geothermal waste on strength and microstructure of alkali-activated slag cement mortars. Cem Concr Res 2003;33:156774.
