Mechanical properties and pore structure research of geopolymer cold-bonded lightweight aggregate concrete using fractal theory
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摘要:
为研究地聚物免烧轻骨料混凝土(geopolymer cold-bonded lightweight aggregate concrete, GCLC)力学性能与孔隙结构的发展规律，完成了GCLC力学性能、微观结构和孔隙特征试验，从宏观与微观尺度分析了不同胶砂比、碱胶比、水胶比、砂率、钙硅比和纤维掺量的变化对GCLC力学性能和孔隙结构的影响规律，基于分形理论建立了GCLC孔隙结构与宏观力学性能的关联模型。结果表明：制备的GCLC具有轻质早强的特性，抗压强度均大于40 MPa，与轻骨料混凝土类似GCLC的破坏形态均为骨料断裂破坏；GCLC基质较为密集，表面存在不同尺寸的孔隙和裂缝，骨料和砂浆基质界面过渡区不明显，存在跨界面区合并的现象；GCLC中除宏观孔的孔隙比例为72%~90%高于普通混凝土，基于热力学关系的分形模型中GCLC的孔结构表现出明显的分形特征，其分形维数的范围为2.689~2.843，GCLC的力学性能和孔结构参数与该模型下的分形维数能够建立较好的线性关系，为推广GCLC工程应用提供了试验和理论基础。
Abstract:To investigate the development patterns of mechanical properties and pore structure of geopolymer cold-bonded lightweight aggregate concrete (GCLC), tests on the mechanical properties, microstructure, and pore characteristics of the concrete were conducted. The effects of varying binder-sand ratio, alkali-binder ratio, water-binder ratio, sand content, calcium-silicon ratio, and fiber content on the mechanical properties and pore structure of GCLC were analyzed from both macro- and micro-scales. Furthermore, a correlation model linking the pore structure of GCLC with its macro-mechanical properties was established using fractal theory. The results indicate that the prepared GCLC exhibits lightweight and early-strength characteristics, with compressive strengths exceeding 40 MPa. Similar to lightweight aggregate concrete, the failure mode of GCLC was primarily characterized by aggregate fracture. The matrix of GCLC is relatively dense, with pores and cracks of varying sizes presenting on its surface. The interfacial transition zone between the aggregate and mortar matrix is not pronounced, and there is a phenomenon of cross-interface zone merging. In GCLC, except for macroscopic pores, the porosity ranges from 72% to 90%, which is higher than that of ordinary concrete. The pore structure of GCLC exhibits distinct fractal characteristics in the fractal model based on thermodynamic relationships, with a fractal dimension ranging from 2.689 to 2.843. The mechanical properties and pore structure parameters of GCLC can establish a good linear relationship with the fractal dimension under this model, which provides the experimental and theoretical basis for promoting the engineering application of GCLC.
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金属与环境接触时，金属表面与周围环境中的活性物质(如O2、H2O、Cl−等)之间会自然发生反应，生成化学性质更稳定的化合物，导致材料性能的恶化，即腐蚀[1]。金属的腐蚀基本上是一个电化学过程。当金属接触水和溶解的氧气时，表面金属原子开始发生氧化反应，其中金属离子(如Fe2+)在高电位的阳极形成，随着电子通过金属转移到阴极而流入周围环境，从而产生腐蚀电流以促进氧化反应。腐蚀作为一种自然现象，给许多行业带来了严重有害影响。据研究，过去50年，腐蚀造成的经济损失相当于各国GDP的3%~4%，全球腐蚀成本估计为2.5万亿美元，占全球GDP的3.4%[2]。金属发生腐蚀时不仅会影响经济发展，还会引起危害人民群众生命安全的事件。例如，地下地上输油输气管道因腐蚀而造成的破损导致介质的泄露；船舶由于腐蚀而发生沉船；建筑物由于腐蚀而发生坍塌[3]。因此，开发具有优良防腐蚀性能和低渗透性能的先进防护技术至关重要。
在各种腐蚀防护策略中，防腐涂层是最常用、最经济和最有效的方法。聚合物涂层可以在金属表面形成一层外壳，以阻止包括O2、H2O、Cl−在内的外部物质的渗透，起到屏障保护的作用。事实上，聚合物的微裂纹及孔洞、腐蚀性物质(如O2、H2O、Cl−等)的固有渗透性和涂层的降解会导致涂层的阻隔水平降低，使聚合物涂层的保护性能随着暴露在环境中时间的延长而丧失[4]。例如，在化学侵蚀和机械应力的共同作用下，聚合物涂层很可能产生应力腐蚀开裂，使腐蚀物质可以轻松穿过涂层腐蚀钢体。传统的聚合物涂层也容易发生表面磨损和裂缝，这会加速腐蚀介质的迁移，导致涂层过早失效[5]。因此，提高常规聚合物涂料的耐腐蚀性能以满足苛刻的防腐应用要求是至关重要的。
在聚合物中，环氧树脂作为阻隔材料具有特殊的优势：(1) 分子结构致密，具有很强的内聚力，力学性能好；(2) 分子链上具有多个吸附位点和官能团，对物质具有优越的黏附性；(3) 固化收缩率和线胀系数很小，固化后体积变化不大；(4) 重复单元主要由亚甲基组成，使其具有良好的疏水性[6]。因此，在聚合物中环氧树脂是防腐涂层基体最好的选择。二维纳米材料具有高直径/厚度比、良好的阻水阻氧性能、离子不渗透性和化学稳定性等优点[7]。将其引入到环氧树脂基体中形成二维纳米材料/环氧树脂复合材料可以结合两种材料的优点，能够实现环氧树脂重防腐的目标。常用二维纳米材料有：石墨烯及其衍生物、氮化硼和二硫化钼等。本文系统地介绍了二维纳米材料在环氧树脂防腐涂料中的屏障保护作用、抑制保护作用和牺牲保护作用，然后阐述了常见二维纳米材料在环氧树脂防腐涂料中的应用。此外，还总结了解决二维纳米材料团聚问题、调控二维纳米材料取向、提高涂层和钢体附着力的方法。最后，综述了二维纳米材料在环氧树脂防腐涂层中应用的现状，描述了其存在的挑战和应用前景。
1. 防腐机制
二维纳米材料/环氧树脂复合涂层防腐能力的显著增强主要是由于具有不同功能的各组分的协同作用，其机制可归结为以下几个方面。
1.1 抑制腐蚀介质的渗透
从本质上讲环氧树脂防腐涂层是一种复合涂层，由各种离散的固体功能添加剂和环氧树脂组成的体系。在该体系中，环氧树脂作为黏合剂占大部分成分，可以提供一个物理屏障，防止钢体直接暴露于腐蚀介质中[8]。二维纳米材料作为功能填料加入到环氧树脂中，容易填充涂层的微孔和裂纹，增强涂层的阻隔效应[9]。此外，二维纳米填料因其大的比表面积和良好的长宽比可以使腐蚀物质的扩散路径曲折延长，增强涂层的迷宫效应(图1)。因此，二维纳米材料在环氧树脂涂层中从两方面协同阻碍腐蚀介质的渗透[10]。
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1.2 负载缓蚀剂并控制其释放
缓蚀剂的添加赋予了涂层主动防护的性能，能够在涂层被动防护性能失效时仍可实现对金属基体的防护。然而将缓蚀剂直接添加到涂层中，会导致缓蚀剂中的活性基团与涂层中的活性成分发生相互作用，破坏涂层的稳定性和完整性[11]。而且还可能由于缓蚀剂的不可控释放过早的响应，造成主动防护性能的快速消失，无法实现长期稳定的有效防护。把缓蚀剂负载在二维纳米材料上，利用二维纳米材料的光热效应、磁热效应和电热效应有效地放大和增强外界刺激的特点，来实现对缓蚀剂的可控释放，从而在涂层屏障作用失效时抑制钢体腐蚀的发生[12]。
1.3 阴极保护和绝缘保护
抑制电化学腐蚀速度要从电化学本质入手，改变钢体的腐蚀电位，形成阴极保护。具有导电性的二维纳米材料在阴极保护涂层中发挥重要作用，增强涂层的保护性能。在阴极保护涂层中，通常加入活性金属锌，与钢体形成电偶腐蚀，牺牲阳极保护钢体。但是，只有锌颗粒的负载高于80wt%时才可以相互接触并与钢体形成通路[13]。然而，高含量的锌颗粒会导致环氧涂层出现裂纹并且降低与钢体的附着力。导电二维纳米材料加入到富锌涂层中可以将孤立的锌颗粒连接起来，并将锌颗粒的负载量降低到20wt%以下，显著提高富锌涂层的防腐效果[14]。当界面部分的锌颗粒被消耗时，由于导电二维纳米材料的电子转移作用，涂层远端部分的锌颗粒可以被进一步消耗，提高了锌的利用率，增加了涂层的阴极保护效果[15]。
但是，在不含锌颗粒的环氧树脂涂层中填料很难构成通路，局部导电会加速腐蚀速率。因此，科研人员提出绝缘保护，从根本上阻止电子的迁移，抑制电化学腐蚀[16]。环氧树脂涂层的绝缘保护，即在环氧树脂中添加绝缘填料。腐蚀介质穿越涂层接触钢体时，通过电子的迁移发生一系列的化学反应，使钢体发生腐蚀。环氧树脂防腐涂层内部为绝缘体时，致使电子不能在腐蚀介质和钢体间迁移，从而阻止腐蚀的扩展。绝缘填料分为两种类型：一是对导电二维纳米材料进行改性使其导电性能降低；二是使用新型绝缘二维纳米材料代替导电填料。
2. 常见二维材料在环氧树脂涂层中的应用
二维材料由于其具有独特的片层结构和大的比表面积，在提高环氧树脂涂层的耐腐蚀性方面起着至关重要的作用。传统的二维材料(如玻璃鳞片和黏土片)因其厚度较大严重降低了环氧树脂涂层与钢体的附着力，大大限制了腐蚀防护性能的提高[17]。因此，新型二维纳米材料在腐蚀防护领域受到了大量研究，如石墨烯及其衍生物、氮化硼、二硫化钼。上述三种二维纳米材料生产工艺成熟，在工业生产上具有一定的应用价值。与传统二维材料相比具有单原子厚度，使得钢体与环氧树脂涂层之间具有良好的附着力，并且表面的相互作用主要由弱范德华力控制，从而形成惰性表面，化学性质稳定[18]。与其他二维纳米材料相比，石墨烯及其衍生物、氮化硼和二硫化钼具有紧凑六边形晶格，几乎所有原子和分子都难以穿透，具有良好的物理屏蔽作用[19]。下面重点介绍石墨烯及其衍生物、氮化硼和二硫化钼作为填料在环氧树脂防腐涂层中的应用。
2.1 石墨烯及其衍生物
石墨烯及其衍生物(氧化石墨烯、氟化石墨烯)具有独特的单层结构，由sp2杂化碳原子组成的二维蜂窝状晶格，可以与环氧树脂具有更大的接触区域，有利于延长腐蚀介质的扩散途径，从而抑制腐蚀介质的渗透[20]。此外，π-π共轭碳网络中密集的离域电子云可以堵塞芳香环内的间隙，形成活性分子排斥场[21]，导致氧气(16.34 eV)和水分子(42.8 eV)穿过石墨烯及其衍生物的膜需要很高的势能[22-23]。因此，石墨烯及其衍生物有利于提高环氧树脂涂层的物理屏蔽作用。Rajitha等[24]报道，在环氧树脂中加入0.2wt%石墨烯纳米片，涂层电阻从1270 Ω·cm2增长到101700 Ω·cm2，防腐蚀性能显著增强。Wang等[25]利用原位聚合的方法制备磺化聚苯胺/氧化石墨烯纳米复合材料，并将其添加到水性环氧树脂涂层中，氧化石墨烯和磺化聚苯胺协同发挥物理屏蔽作用，使得添加磺化聚苯胺/氧化石墨烯纳米复合材料的水性环氧树脂复合涂层具有长期耐腐蚀性能。含有0.5wt%填料的水性环氧树脂复合涂层在腐蚀介质中浸泡168 h后，具有良好的防腐性能，保护效率高达97.43%。窦宝捷等[26]将氟化石墨烯作为填料加入到环氧树脂中制备防腐涂层。结果表明，氟化石墨烯/环氧树脂涂层的电阻在3000 h的浸泡过程中始终维持在1011 Ω·cm2以上，表现出对腐蚀介质优良的长期屏蔽性能，涂层的长期防护性能显著提升。
此外，石墨烯的导电性是决定石墨烯/环氧涂层耐腐蚀性能的另一个因素。石墨烯的每个碳原子在最外层有四个未配对电子，其中三个在一个二维平面内通过σ键连接到相邻的碳原子上，第四个电子在三维空间中可以自由获得，用于电子传导[27]。这种独特的结构使石墨烯载流子具有超高的本征迁移率，从而使石墨烯具有优异的导电性。在传统的富锌环氧树脂涂料中，锌颗粒首先起到牺牲阳极的作用来保护金属基体。其次，锌颗粒的腐蚀产物会堵塞涂层的孔隙，阻碍电解液的扩散起到防腐保护的作用。当石墨烯被添加到富锌涂层中时，在初始阶段会起到屏障的作用，延长电解质的扩散路径。当锌颗粒被腐蚀时，石墨烯可以传递电子，将孤立的锌粒子连接起来形成电子传递通道，更有效地将锌氧化失去的电子传递到金属衬底表面。因此，石墨烯加入到环氧树脂涂层中降低了富锌涂层中电子传递的难度，增强了富锌涂层对钢体的阴极保护作用(图2)[28]。Hayatdavoudi等[29]研究表明，0.4wt%石墨烯为锌颗粒提供了更均匀的活化，提高锌颗粒的利用率。因此，添加一定量的石墨烯纳米片可以作为提高富锌环氧树脂涂层保护性能的有效策略。然而，也有报道称，石墨烯可能对涂层缺陷处的腐蚀保护产生巨大的负面影响。Zhou等[30]报道石墨烯表现出腐蚀增强效应，这是由于涂层缺陷处石墨烯具有高导电性，有利于铜的电化学腐蚀。此外，Schriver等[31]发现，石墨烯只能提供短期的腐蚀保护，在一定时间内，它甚至促进了更广泛的腐蚀。Dipak等[32]指出，石墨烯与金属之间将形成导电网络，从而加速腐蚀。环氧树脂中加入石墨烯，因其负载量不同既可以抑制腐蚀又可以促进腐蚀。当石墨烯的负载量可以把孤立的锌颗粒和钢体形成通路时，表现为抑制腐蚀。当石墨烯的负载量不能使它们形成通路，在缺陷处表现为促进腐蚀。因此，为了避免腐蚀增强现象，必须控制环氧树脂中石墨烯的负载量。
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图 2 石墨烯/水性环氧含锌涂层防腐机制示意图: (a) 复合涂层物理屏蔽作用; (b) 石墨烯片的阻隔作用; (c) 锌颗粒的阴极保护作用; (d) 腐蚀锌颗粒[28]Figure 2. Schematic diagram of anti-corrosion mechanism of graphene/waterborne epoxy zinc-containing coating: (a) Physical shielding effect of composite coating; (b) Barrier effect of graphene sheets; (c) Cathodic protection of zinc particles; (d) Corrosive zinc particles[28]此外，部分研究人员表示降低石墨烯导电性，是提高石墨烯/环氧树脂防腐涂层防护性能的重要手段[16]。根据文献报道，石墨烯经氧化或氟化处理后得到的氧化石墨烯或氟化石墨烯，其导电率由103 S/cm降低至10−9 S/cm，导电性能显著下降，从根本上解决了石墨烯在缺陷处促进腐蚀的现象[33]。Liu等[34]将钛(Ti)修饰的氧化石墨烯加入到环氧树脂中制备防腐涂层，通过EIS分析发现，氧化石墨烯-钛/环氧树脂 (GO-Ti/EP) 防腐涂层相比于纯环氧树脂 (EP) 防腐涂层在阻抗的衰减上更加稳定，且GO-Ti/EP涂层在低频阻抗模值(|Z|0.01 Hz)的阻抗模量是纯EP的26.5倍。Sadak等[33]研究表明，氟化石墨烯在环氧树脂涂层中具有较好的分散稳定性，氟化石墨烯添加使环氧树脂涂层的接触角由95.3°提高至110.9°，提高了涂层的疏水性，降低了腐蚀介质与涂层表面的接触面积。在浸泡初期，纯环氧树脂涂层和氟化石墨烯/环氧树脂涂层的|Z|0.01 Hz均在1011 Ω·cm2左右。随浸泡时间的延长，环氧树脂涂层的|Z|0.01 Hz快速下降至109 Ω·cm2，而氟化石墨烯/环氧树脂涂层在3000 h浸泡过程中始终维持在1011 Ω·cm2以上。涂层电阻也表现出相似的变化规律。氟化石墨烯的添加提高了环氧树脂涂层的屏蔽性能，增强了涂层长期防护的稳定性，解决了石墨烯/环氧树脂涂层不能长时间稳定防腐蚀的问题。
2.2 氮化硼(h-BN)
氮化硼的晶格结构类似于石墨烯，硼原子和氮原子交替排列成六角形晶格，其片层结构对腐蚀介质具有类似的抗渗透性[35]。氮化硼还具有较高的热稳定性和化学稳定性，单层氮化硼在空气环境中可以稳定到850℃，而单层石墨烯只能稳定到450℃。实验证明，单层氮化硼涂层能够有效隔离空气环境中铜基体与氧气的相互作用，并起到的高温保护作用，有望成为抗氧化涂料的较好选择[36]。
氮化硼的带隙为5.97 eV，电场破坏强度达到7.94 MV/cm，是一种优良的电绝缘体。作为环氧树脂防腐涂层中的填料，氮化硼具有出色的抗渗透能力，阻止腐蚀介质侵蚀基体，又具有良好的绝缘性，从本质上阻隔了电化学腐蚀，显著增强环氧树脂涂层的防腐性能。即使腐蚀介质能够通过缺陷扩散到氮化硼/环氧树脂防腐涂层下面金属的表面，在很长一段时间内，也只能在缺陷附近发生局部氧化[37]。氮化硼/环氧树脂防腐涂层的绝缘特性阻断了电子从金属到氧的传递，从而阻止了电化学腐蚀，并长期表现出优良的耐腐蚀性能。因此，如果实际应用需要较长的保护时间，氮化硼/环氧树脂防腐涂层是首选。Husain等[38]报道了在海洋环境下，不锈钢表面涂有氮化硼/环氧树脂防腐涂层，具有较低的腐蚀电流密度和腐蚀速率。Wu等[17]在块状氮化硼材料剥离过程中，加入γ-氨丙基三乙氧基硅烷 (APTES) 材料，制备APTES改性的h-BN，命名为Fh-BN，并将层状Fh-BN加入含有磷酸锶锌(SZP)的环氧树脂涂层中进行腐蚀防护测试(图3)。发现，Fh-BN可以获得优异的长期防腐效果。
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2.3 二硫化钼(MoS2)
二硫化钼由3个原子层组成，具有蜂窝状六边形排列的钼层夹在2个具有六边形排列的硫层之间，硫原子、钼原子通过共价键相连，原子间孔径很小，具有优越的抗渗透性。同时，二硫化钼具有比表面积大、 疏水性能好、 化学稳定性高等特点，在防腐填料方面具有强大的潜力[39]。二硫化钼拥有1.8 eV的能带隙，为半导体材料，可以用铁、钴和镍粒子对二硫化钼纳米片进行掺杂，使二硫化钼的活性位点数目增加，可发挥阴极保护机制[40]。Arunkumar等[41]研究了铁、钴和镍粒子掺杂的二硫化钼在侵蚀性氯化物环境中对低碳钢的腐蚀防护性能，结果显示铁、钴和镍粒子的加入使二硫化钼的耐腐蚀性能显著提高，其中铁显示出最高的保护效率，具有较低的电流密度 (Icorr) 和较高的腐蚀电位 (Ecorr) 值。也可以用聚合物改性二硫化钼增大能带隙，使其成为绝缘体，并且增强在环氧树脂中的分散性。Xia等[42]将聚多巴胺(PDA)改性二硫化钼 (MoS2@PDA) 引入到环氧树脂体系中，制备了一种新型环氧树脂防腐涂料 (MoS2@PDA/EP)。与未改性环氧树脂涂层相比，MoS2@PDA/EP涂层的耐腐蚀性提高了近3个数量级，结合强度提高了近3 MPa。Jing等[43]制备了富含缺陷部位的二硫化钼，并通过环氧基团进一步官能化，γ-(2, 3-环氧丙氧基)丙基三甲氧基硅烷 (KH560) 成功地对其进行了改性。结果表明，KH560-MoS2的环氧涂层在增强防腐性能方面具有显著优势。在进一步研究中，Jing等[44]通过二硫化钼的两步化学改性获得了KH560-PDA-MoS2杂化材料。在环氧树脂中加入KH560-PDA-MoS2后，发现纳米填料复合涂层的截面更粗糙，涂层具有一定的断裂韧性，并且复合涂层的耐腐蚀性比纯环氧涂层和KH560-MoS2的环氧涂层有所提高，KH560-PDA-MoS2的制备流程和防腐机制如图4所示。
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石墨烯及其衍生物可以利用多种防腐机制协同作用抑制腐蚀。因其独特的二维片层结构，可以延长腐蚀介质的渗透路径，提高环氧树脂涂层的防腐蚀性能。还可以负载缓蚀剂并控制其释放，当涂层的屏蔽功能失效时也能够有效抑制钢体的腐蚀。此外，石墨烯还具有阴极保护作用，在富锌涂层中加入石墨烯，作为桥梁可以把孤立的锌颗粒和钢体连接起来，对钢体形成阴极保护。但是，石墨烯的负载量影响其作用效果，当负载量不可以把孤立的锌颗粒和钢体连成通路时，就会促进缺陷处钢体腐蚀[45]。为解决这个问题，可以对石墨烯进行改性。例如把石墨烯进行氧化或氟化处理，使其表面缺陷和官能团数量显著增加，导致导电性能显著下降，使得涂层具有长期稳定的防腐蚀性能[46]；也可以使用氮化硼、二硫化钼等绝缘二维纳米材料代替石墨烯作为防腐涂层的填料。氮化硼作为绝缘二维纳米材料从根本上解决了导电性加速腐蚀的问题。即使氧和水能够通过缺陷扩散到氮化硼/环氧树脂涂层下面金属的表面，在很长一段时间内，也只能在缺陷附近发生局部氧化[37]。氮化硼还具有较高的热稳定性和化学稳定性，对腐蚀介质具有良好的抗渗透性。因此，氮化硼/环氧树脂涂料是长效防腐的首选。二硫化钼拥有1.8 eV的能带隙，为半导体材料，可以利用导电离子掺杂的方法，使其导电性能提高，发挥阴极保护机制[40]；也可以用聚合物改性二硫化钼，增大能带隙，使其成为绝缘体，并且增强在环氧树脂中的分散性，提高环氧树脂防腐涂层的物理屏蔽效应。
在上述概述的基础上，表1列出环氧树脂基体中用于在3.5wt%NaCl腐蚀环境中保护金属基底的几种典型纳米填料的简要总结。综述了相同环境下的腐蚀电流密度 (Icorr)、腐蚀电位 (Ecorr)。表1还列出了这些二维纳米材料/环氧树脂涂层的其他重要特征，如稳定性、附着力、疏水性等。
表 1 二维层状材料在涂层中的防腐效果Table 1. Anticorrosion effect of two-dimensional layered materials in coatingsTwo-dimensional
nanomaterial/Epoxy
anticorrosive coatingCorrosion
environmentMass
fraction ω/wt%Preservative effect Key character Ref. Graphene/Epoxy 3.5wt%NaCl 0.5 Icorr：2.617×10−8 A·cm−2
Ecorr：−0.094 VGood adhesion and excellent corrosion resistance [24] Graphene oxide/Epoxy 3.5wt%NaCl 0.5 Icorr：3.061×10−7 A·cm−2
Ecorr：−0.690 VLow viscosity and good adhesion with steel surface [25] Fluorographene/Epoxy 3.5wt%NaCl 0.5 Icorr：6.199×10−7 A·cm−2
Ecorr：−0.696 VHigh hydrophobicity and good impermeability [26] Hexagonal boron nitride/Epoxy 3.5wt%NaCl 0.5 Icorr：4.960×10−8 A·cm−2
Ecorr：−0.608 VHigh thermal stability and excellent corrosion resistance [17] Molybdenum disulfide/Epoxy resin 3.5wt%NaCl 0.5 Icorr：7.474×10−9 A·cm−2
Ecorr：−0.0928 VGood physical shielding performance and long-term
stable corrosion resistance[42] Notes: Icorr—Corrosion current density; Ecorr—Corrosion potential. 3. 存在问题和解决方法
由于二维纳米材料的疏水性及片层之间的范德华力，在环氧树脂基体中容易团聚，分布杂乱无规则，降低了涂层的屏蔽性能。有机涂层和金属基体的界面通过物理吸附结合，涂层与金属之间的附着力较差。因此，从如何解决二维纳米材料的分散性、如何促进二维纳米材料在环氧树脂中有序排列、如何增强涂层与金属界面的附着力等三个方面来优化二维纳米材料作为填料在防腐涂料中的应用。
3.1 解决二维纳米材料团聚问题
二维纳米材料的表面积非常大，在粒子间的静电力、范德华力、化学键作用下，纳米粒子有使表面积减小的趋势，发生团聚现象[43]。环氧树脂中的二维纳米材料的团聚现象会降低环氧树脂的交联度，导致环氧树脂出现微裂纹、孔洞等缺陷，为腐蚀介质侵蚀基体提供途径(图5)[45]，给环氧树脂涂层的物理性屏蔽能带来负面影响，大大降低环氧树脂涂层的耐腐蚀性能。
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通过非共价改性，可以保留二维纳米材料的整体结构，利用共轭π-π相互作用、氢键相互作用对其进行表面修饰，抑制其在环氧树脂涂料中的团聚现象。Song等[46]将芘分子连接到石墨烯上，通过π-π键增强石墨烯片和环氧树脂界面之间的相互作用，从而提高其在环氧树脂中的分散性。氧化石墨烯含有大量的含氧极性官能团，使其表面可以通过氢键作用力进行修饰。Zhang等[47]首次尝试利用聚乙烯吡咯烷酮通过氢键改性氧化石墨烯，并将改性后的氧化石墨烯分散在环氧树脂中，结果表明改性氧化石墨烯在环氧树脂涂层中的分散更加均匀。Cui等[48]合成聚2-丁基苯胺，并使用其在液相中剥离氮化硼，叠层的氮化硼可以剥离成少量原子层，并且聚2-丁基苯胺对氮化硼进行表面改性，提高氮化硼在环氧树脂中的分散性，延缓金属腐蚀。
通过在二维纳米填料表面接枝官能团进行共价键改性，也可以抑制其在环氧树脂涂料中的团聚现象[49]。按接枝官能团的种类可分为有机官能团接枝改性、无机纳米粒子接枝改性、聚合物链接枝改性等。Pourhashem等[50]采用原位修饰的方法，通过在石墨烯表面封装纳米SiO2颗粒，促进石墨烯在环氧树脂中均匀分散，并且充当绝缘隔离物来抑制腐蚀。Di等[51]也采用相同的方式，以Fe3O4纳米材料原位修饰氧化石墨烯或氟化石墨烯，提高其在环氧树脂涂层中的分散性。Zhang等[52]利用聚多巴胺对有机和无机基质具有普遍黏附能力的特点来表面改性氮化硼，在氮化硼表面引发多巴胺的自氧化，随后用KH560接枝，h-BN@PDA-KH560在环氧树脂涂层中具有良好的分散性，使其显示出良好的防腐性能。
3.2 调控二维纳米材料的取向
与目前对纳米填料的分散性和相容性的大量研究相比，纳米填料的取向研究较少。同时，二维纳米材料在涂层基体中的排列和取向需要精确控制，尤其是二维纳米材料的宽高比和高各向异性，使得层状结构在提高涂层性能方面至关重要。尽管部分二维纳米材料由于具有磁性响应效应，但需要超高磁场 (9~16 T) 来排列二维纳米材料[53]。另一种简单的方法是赋予二维纳米材料磁性，即在其置于外部磁场之前，在其表面沉积磁性材料。这种修饰过的二维纳米材料可以在水平磁场作用下水平排列在环氧树脂中[7]。Ding等[54]利用表面接枝改性的方法，用Fe3O4改性石墨烯使其具有磁性，在外加磁场的作用下，调控其在环氧树脂中的取向。平行分级排列的磁性石墨烯显著增加了腐蚀介质的扩散阻力，提高了涂层的耐蚀性。这种调控取向的方法也适用于其他二维纳米材料，如氧化石墨烯、氟化石墨烯、氮化硼、二硫化钼等，以寻求更加优异的耐腐蚀性。
除了外加磁场，二维纳米材料也可以通过自组装的方法实现其在环氧树脂涂层中有序排列。例如，Li等[55]通过自组装方法发现，磺化石墨烯在水和水性环氧乳液中可以稳定。此外，在磺化石墨烯浓度为1.0wt%时，可以自发平行排列而不结块，显著提高了涂层的耐腐蚀性能。在Yousefi等[56]的研究中，水性环氧树脂中大面积氧化石墨烯的原位还原和自对齐 (平均面积191 μm2) 使还原氧化石墨烯纳米片自对齐成层状结构。这种密集堆积的层状结构具有较强的结合强度和耐腐蚀性。
3.3 提高复合涂层与钢体的附着力
涂层对钢体防护效果的好坏，除了涂层本身的防腐蚀性能，还取决于涂层与钢体之间的附着力，即它们之间的物理或化学作用力。一般认为化学附着更为牢固。二维纳米材料可以负载一些极性基团，与基材表面的极性基团发生化学作用，提高环氧树脂涂层的附着力。近些年来对附着力促进剂进行了大量研究，其中对硅烷偶联剂研究得较多。
硅烷偶联剂分子链两端一般都带有活性基团, 其结构为YRa-Si-Xb。其中：Y是一种活性基团，如氨基、环氧基等，可以与涂料体系中的活性基团反应；X是烷氧基团，通常可以水解成极性的硅羟基，吸附于钢体表面并与之反应[57]。这样硅烷偶联剂就能够在涂层和钢体之间形成一种连接纽带，大幅度提升涂层与钢体的附着力。在这个反应中，由于石墨烯表面官能团很少，一般将石墨烯部分转化为氧化石墨烯，使其表面含有可以与硅烷偶联剂反应的含氧基团。Parhizkar等[58]在N, N-二甲基甲酰胺溶液中加入氧化石墨烯和γ-氨丙基三乙氧基硅烷 (KH550)，并在85℃下获得功能性氧化石墨烯(FGO)。采用FGO溶液对钢板进行处理，干燥后涂敷环氧树脂涂层，涂层的附着力和阻隔性能得到了显著改善(图6)。
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4. 结论和展望
本文综述了石墨烯及其衍生物、氮化硼、二硫化钼在环氧树脂防腐涂料中的应用、作用机制及遇到的问题。二维材料具有类似的平面结构，由于其原子间的作用力，原子间孔径很小，且由于π-π相互作用，腐蚀介质通过需要克服很大的能垒，因此二维纳米材料具有很好的物理屏蔽性能。根据二维纳米材料在防腐涂料中的作用机制，阐述了其在环氧树脂防腐涂料的屏障保护作用、抑制保护作用和牺牲保护作用。最后，从二维材料在环氧树脂涂层的均匀分散、取向调控及提升环氧树脂涂层和钢体之间的附着力三个方面提出了解决方案。纵观二维纳米材料在环氧树脂防腐涂层中应用的研究现状，还存在以下问题亟需解决：
(1) 二维纳米材料与环氧树脂涂层基体之间较弱的相互作用和相容性严重限制其耐腐蚀能力，界面作用力较弱，腐蚀介质可以轻松穿过涂层腐蚀基体，如何提高二维纳米填料与树脂基体的相容性对于涂层防腐十分重要；
(2) 提高导电二维纳米材料增强阴极保护涂层是一项艰巨的任务。具体而言，通过优化成分含量 (导电二维纳米材料/锌含量比) 和涂层内部结构来同时促进电子转移和屏蔽保护尚不明确；
(3) 二维层状材料作为一类环保的纳米填料，可取代涂料中的防腐有机物和金属微粒，但有关其防腐机制的研究并不透彻，因此在对二维层状材料防腐过程深入表征的基础上，结合分子动力学模拟，对其防腐机制进行更加深入的研究；
(4) 任何一种二维纳米材料改善涂层防腐蚀性能的效果都是有限的，因此寻求多种二维纳米材料的优化组合，发挥其在涂层防腐中的协同作用是未来应该着力研究的一个重要方向。
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图 2 GCLC试件抗压试验典型破坏形态
Figure 2. Typical failure patterns of GCLC specimens in compressive test
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图 4 GCLC的劈裂抗拉和抗折试验典型破坏形态
Figure 4. Typical failure patterns of GCLC in splitting tensile and flexural tests
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图 5 GCLC的劈裂抗拉强度和抗折强度
Figure 5. Splitting tensile strength and flexural strength of GCLC
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图 6 GCLC劈裂抗拉强度和抗折强度预测模型
Figure 6. Predicting model of splitting tensile strength and flexural strength of GCLC
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图 7 GCLC的轴心受压试验典型破坏形态
Figure 7. Typical failure patterns of GCLC in axial compressive test
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图 14 GCLC的分形维数与孔结构参数的关系
Figure 14. Relationships between fractal dimensions and pore structure parameters of GCLC
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图 15 GCLC的分形维数与力学性能的关系
Figure 15. Relationships between fractal dimensions and mechanical property of GCLC
表 1 原材料化学成分和性质
Table 1 Chemical composition and properties of raw materials
Materials Chemical composition/wt% D50/μm ρ/(kg·m−3) S/(m2·kg−1) SiO2 Al2O3 Fe2O3 CaO K2O MgO Na2O Fly ash 54.06 28.26 4.52 6.27 1.84 1.29 0.91 30.5 2620 513 Slag 32.08 15.13 0.47 38.61 0.43 8.45 0.49 12.2 2930 459 Silica fume 88.23 0.81 0.92 0.31 0 0.66 1.11 13.1 2230 22430 Notes: D50 is the particle size corresponding to the situation when the cumulative particle size distribution percentage of the sample reaches 50%; ρ is material density; S is specific surface area. 
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表 2 骨料性质
Table 2 Properties of recycled aggregate
Materials PS/mm ρ1/(kg·m−3) ρ2/(kg·m−3) W/% δa/% CLA 5-15 1025 1837 9.6 18.2 RFA 0.15-4.75 1130 2650 11.2 14.1 Notes: PS is particle size; ρ1 is bulk density; ρ2 is the apparent density; W is 24 h water absorption; δa is the crushing indicator.
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表 3 PVA纤维性能指标
Table 3 Properties of PVA fiber
Material fy/MPa d/μm l/mm l/d Ef/GPa δ/% PVA fiber 1600 38 12 315.8 40 6.5 Notes: fy is tensile strength; d is diameter; l is length; Ef is elastic modulus; δ is elongation.
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表 4 地聚物免烧轻骨料混凝土(GCLC)配合比设计(kg/m3)
Table 4 Mix design of geopolymer cold-bonded lightweight aggregate concrete (GCLC) (kg/m3)
Specimen Fly ash Slag Silica fume RFA CLA SP Water Alkaline
activatorPVA
fiberTest variable CG 219.0 197.1 21.9 625.6 764.7 11.4 55 164 - Control group B/S-0.5 173.3 156.0 17.3 693.3 847.4 9.0 43 192 Binder-sand ratio B/S-0.9 256.5 230.8 25.7 570.0 696.6 13.3 64 123 A/B-0.12 220.2 198.2 22.0 629.2 769.0 11.4 75 196 Alkali-binder ratio A/B-0.18 217.7 196.0 21.8 622.1 760.4 11.4 35 132 W/B-0.4 214.3 192.9 21.4 612.2 748.3 11.1 75 159 Water-binder ratio W/B-0.45 209.8 188.8 21.0 599.4 732.6 10.9 94 159 SR-0.55 251.6 226.4 25.2 718.8 588.1 13.1 63 188 Sand rate SR-0.65 280.5 252.4 28.1 801.4 431.5 14.6 70 210 C/S-0.36 262.3 153.0 21.9 624.5 763.3 11.4 55 164 Calcium-silicon ratio C/S-0.54 175.5 241.3 21.9 626.7 765.9 11.4 55 164 PVA-0.3 219.0 197.1 21.9 625.6 764.7 11.4 55 164 6.5 Fiber content PVA-0.6 219.0 197.1 21.9 625.6 764.7 11.4 55 164 13 Notes: The letter in the specimen indicates the test variable that has changed compared to the control group, and the number indicates the level of change in the variable; CG is the control group; B/S- is the binder-sand ratio; A/B- is the alkali-binder ratio; W/B- is the water-binder ratio; SR- is sand rate; C/S- is the calcium-silicon ratio; PVA- is the fiber content; CLA is the cold-bonded artificial lightweight aggregate; RFA is the recycled fine aggregate; SP is the superplasticizer.
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表 5 GCLC试验结果
Table 5 test results of GCLC
Specimen ρd/(kg·m−3) fcu,3 d/MPa fcu,7 d/MPa fcu,28 d/MPa fts/MPa ff/MPa fc/MPa εc/(×10−3) ε0.85/(×10−3) Ec/GPa CG 1885 33.05 39.81 46.08 3.12 6.24 38.34 2.33 3.06 18.87 B/S-0.5 1872 32.17 38.66 42.21 3.32 6.27 36.41 2.71 3.44 15.63 B/S-0.9 1914 34.04 40.04 47.15 3.08 5.93 39.27 1.98 2.46 21.73 A/B-0.12 1859 31.17 37.43 41.62 3.06 5.98 34.30 2.37 3.18 15.96 A/B-0.18 1926 35.23 40.45 47.86 3.29 6.57 38.65 1.87 2.38 28.07 W/B-0.4 1873 26.86 34.85 44.43 3.06 5.98 36.61 2.4 3.35 17.26 W/B-0.45 1871 23.89 33.71 41.29 2.43 5.87 32.96 2.56 3.55 13.53 SR-0.55 1896 28.35 36.17 43.48 2.98 6.09 35.41 2.72 3.77 17.92 SR-0.65 1865 26.68 34.46 41.92 2.64 5.94 34.90 2.76 3.49 15.96 C/S-0.36 1861 29.49 32.82 43.21 2.62 5.19 35.51 2.57 3.17 15.02 C/S-0.54 1933 34.94 41.47 47.13 3.22 6.34 39.15 1.78 2.08 25.72 PVA-0.3 1914 32.93 37.42 47.31 3.23 6.69 40.55 2.4 3.12 20.43 PVA-0.6 1928 32.75 37.12 47.57 3.61 6.82 43.87 2.44 3.27 21.34 Notes: ρd is the dry apparent density, fcu is the cube compressive strength, fts is the splitting tensile strength, ff is the flexural strength, fc is the cylindrical compressive strength, εc is the peak strain, ε0.85 is the ultimate strain, Ec is the elasticity modulus.
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表 6 GCLC的孔隙结构参数
Table 6 Pore structure parameters of GCLC
Specimen α/% β/nm φ/(mL·g−1) τ Pore size distribution/nm <10 10-100 100- 1000 > 1000 GC 7.9420 12.36 0.0415 1.9038 22.32 37.12 16.19 24.37 B/S-0.5 10.8113 26.21 0.0614 1.7747 45.47 28.94 12.22 13.36 B/S-0.9 11.8335 9.58 0.0694 1.8461 54.76 25.73 9.24 10.27 W/B-0.4 10.2287 17.12 0.0558 1.8549 42.57 27.82 12.27 17.33 W/B-0.45 10.7008 17.35 0.0590 1.8038 35.82 30.15 17.50 16.54 C/S-0.36 9.0416 10.06 0.0495 1.8345 32.22 28.05 13.00 26.73 C/S-0.54 7.4197 10.23 0.0403 1.9251 36.70 24.97 10.60 27.73 PVA-0.6 7.4101 8.57 0.0395 1.9721 38.84 25.28 13.66 22.22 Notes: α is porosity, β is the most probable aperture, φ is total pore volume, τ is pore tortuosity.
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表 7 分形模型
Table 7 Fractal model
Fractal model Formula Menger sponge model lgVn=lgC+(3−Dv)lgrn Thermodynamic
fractal modellg(Wn/r2n)=DslgQn+lgC
Wn=n∑i=1PiΔVi；Qn=V1/3n/rnNotes：R is the maximum pore size; i is the different pressure stages; Pi is the average pressure of stage i; ∆V is the volume of mercury injected in phase i; n is the number of times mercury is injected; D is the fractal dimension; rn is the pore diameter corresponding to the n-th injection of mercury; Vn is the accumulated volume of mercury injected up to the n-th injection.
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目的
为了缓解水泥生产和骨料开采造成的能源危机和环境污染问题，提高固废资源利用率，采用地聚物胶凝材料、免烧人造轻骨料和再生砂制备了地聚物免烧轻骨料混凝土(geopolymer cold-bonded lightweight aggregate concrete, GCLC)。现阶段研究资料较少和材料自身存在缺陷等因素制约了该类新型低碳建材的推广应用。因此，本文重点研究了GCLC力学性能、微观结构和孔隙结构的分布特征，明确了不同影响因素对GCLC力学性能的影响，从微观角度揭示了GCLC固化机理，基于分形理论建立了材料特性与孔隙结构的关联模型，研究成果为GCLC材料的设计与优化提供了理论依据。
方法采用粉煤灰和矿渣制备了一种新型的免烧人造骨料(cold-bonded artificial lightweight aggregate, CLA)，并采用骨料制备了GCLC。完成了GCLC的立方体抗压、劈裂抗拉、抗折和单轴受压试验，明确了GCLC受力状态下破坏特征和最终破坏形态，分析了不同胶砂比、碱胶比、水胶比、砂率、钙硅比及PVA纤维掺量对GCLC力学性能的影响规律，得到了GCLC应力-应变全曲线，基于电镜扫描、能谱仪和压汞技术得到了GCLC微观形貌和孔隙特征，确定了混凝土孔隙特征参数，分析了孔隙结构分形维数和孔隙结构特征参数的关系。
结果(1) GCLC的破坏模式与轻骨料混凝土类似，为粗骨料断裂破坏，最终破坏呈“四角锥”破坏形态，破坏过程可分为四个阶段，纤维可以有效改善GCLC的破坏模式。(2) GCLC干表观密度在1859~1933 kg/m之间，3d和7d分别可达到28d抗压强度的57.9%~ 76.2%和76.0%~ 91.6%，具有轻质早强的特性，抗压强度与干表观密度呈正相关线性关系，其力学性能胶砂比、碱胶比、钙硅比呈正相关，与水胶比和砂率呈负相关。(3) GCLC的/介于0.80~0.92之间，GCLC的弹性模量在13.53GPa~28.07GPa之间，与碱胶比，胶砂比，钙硅比和纤维掺量呈正相关，与水胶比和砂率呈负相关。(4) CLA由原材料颗粒、地聚物凝胶和矿物填充料组成，表面粗糙且存在若干孔隙和裂缝，GCLC表面结构致密，地聚物凝胶体分布均匀，存在部分未反应的粉煤灰颗粒和孔隙。CLA与砂浆基质界面过渡区不明显，存在跨界面区合并的现象。(5) GCLC中除宏观孔的孔隙比例为72%~90%高于普通混凝土，基于热力学关系的分形模型中GCLC的孔结构表现出明显的分形特征，其分形维数的范围为2.689~ 2.843，GCLC的力学性能和孔结构参数与该模型下的分形维数能够建立较好的线性关系。
结论所制备的CLA和GCLC的宏观力学性能满足工程使用要求，砂率和水胶比的提高会导致混凝土的力学性能下降，适当提高矿渣和碱含量可以优化混凝土的力学性能。GCLC的孔结构表现出明显的分形特征，计算所得的分形维数与孔隙结构特征参数、力学性能均具有较强的相关性。研究结果为优化和调控GCLC混凝土宏观力学性能和孔隙结构提供了理论依据，为推广该类材料提供参考。
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随着我国城市化建设水平的不断提高，建筑领域的基础设施规模迅速扩大，水泥和砂石骨料消耗量日趋增长。这一趋势导致建筑材料生产和施工过程中产生的碳排放逐年上升，加剧了全球变暖和环境污染，同时矿产资源的过度开采也使资源变得愈发稀缺，甚至可能出现资源枯竭的风险。
本文基于免烧人造轻骨料、再生砂和地聚物胶凝材料制备了地聚物免烧轻骨料混凝土，分析了不同胶砂比(0.5，0.7，0.9)、碱胶比(0.12，0.15，0.18)、水胶比(0.35，0.4，0.45)、砂率(0.45，0.55，0.65)、钙硅比(0.36，0.45，0.54)和纤维掺量(0，0.3%，0.6%)对混凝土力学性能(抗压强度、劈裂抗拉强度、抗折强度和轴心抗压强度)的影响规律。基于SEM和EDS技术分析了骨料和混凝土的微观形貌及反应机理，采用压汞法揭示了混凝土内部的孔隙结构特征，基于分形理论得到了各组混凝土的分形维数，建立了分形维数与混凝土孔结构和宏观力学性能的线性关系，该混凝土对缓解天然骨料和水泥消耗过大、固废堆积问题等具有重要意义。
地聚物免烧轻骨料混凝土
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