Mechanische Leistung und thermische Stabilität von gehärtetem Portlandzement

Jan 30, 2024

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 2036 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Diese Studie konzentrierte sich auf die Untersuchung der Möglichkeit, unterschiedliche Verhältnisse (5, 10, 15 Masse-%) von recyceltem Alaunschlamm (RAS) als teilweisen Ersatz für gewöhnlichen Portlandzement (OPC) zu verwenden, um auch zur Lösung der Probleme bei der Zementproduktion beizutragen als Lagerung großer Mengen wasserbehandelter Schlammabfälle. MnFe2O4-Spinell-Nanopartikel (NMFs) wurden verwendet, um die mechanischen Eigenschaften und die Haltbarkeit verschiedener OPC-RAS-Mischungen zu ermitteln. Die Ergebnisse der Druckfestigkeits-, Schüttdichte-, Wasserabsorptions- und Brennstabilitätstests bestätigten die Eignung der Verwendung von RAS-Abfällen als Ersatz für OPC (maximale Grenze 10 %). Der Einschluss unterschiedlicher Dosen von NMF-Nanopartikeln (0,5, 1 und 2 Massen-%) in OPC-RAS-Pasten motiviert die Konfiguration gehärteter Nanokomposite mit verbesserten physikalisch-mechanischen Eigenschaften und Stabilität gegen Brennen. Verbundwerkstoffe aus 90 % OPC, 10 % RAS und 0,5 % NMF weisen die besten Eigenschaften auf und gelten als optimale Wahl für allgemeine Bauanwendungen. Techniken der thermogravimetrischen Analyse (TGA/DTG), der Röntgenbeugungsanalyse (XRD) und des Rasterelektronenmikroskops (REM). bestätigte die positive Wirkung von NMF-Partikeln, da sie die Bildung enormer Phasen wie Ilvait (CFSH), Calciumsilikathydrate (CSHs), MnCSH, Nchwaningit [Mn2 SiO3(OH)2 H2O], [(Mn, Ca) Mn4O9⋅ 3H2O], Calciumaluminosilikathydrate (CASH), Glaucochroit [(Ca, Mn)2SiO4 und Calciumferrithydrat (CFH). Diese Hydrate steigerten die Robustheit und Zersetzungsbeständigkeit der gehärteten Nanokomposite beim Brennen.

In letzter Zeit war ein enormer Sprung im Bauwesen zu beobachten, wo die Bemühungen der Forscher extrem groß geworden sind und sich darauf konzentrierten, praktische Alternativen für Zement (teilweise oder vollständig ersetzt) ​​in Beton zu finden1. Ungefähr ~ 5 % der weltweiten Treibhausgasemissionen entstehen durch die Zementindustrie (~ 1 Tonne CO2 entsteht bei der Herstellung einer Tonne Portlandzement). Darüber hinaus wird die Zementindustrie sehr teuer und verbraucht viel Energie und natürliche Ressourcen. Daher ist die Lösung der wirtschaftlichen und ökologischen Probleme der Zementindustrie äußerst dringend geworden2,3.

Glücklicherweise wird das Recycling mancher Industrieabfälle zu einem unverzichtbaren Mittel, um die entscheidenden Herausforderungen zu bewältigen und ihre Risiken in der Zukunft zu mindern. Die Verwendung dieser Abfälle in der Bauindustrie bringt also mehrere Vorteile mit sich, vor allem die Reduzierung der Deponiefläche, Kosteneinsparungen, Energieeinsparungen, Umweltschutz, bei dem die Gefahr für die menschliche Gesundheit minimiert wird, und Ressourceneinsparungen4,5,6. In früheren und aktuellen Studien für zahlreiche Forscher wurden viele feste Nebenprodukte (Industrieabfälle oder landwirtschaftliche Abfälle) in Bereichen des nachhaltigen Bauens wiederverwendet. Keramikabfälle7,8, Marmorabfälle9,10, Glasabfälle11, Flugasche12,13, Ziegelabfälle14, Bagassenasche15, Reisschalenasche16, Schlacke (GGBFS)17 und Silicastaub (SF) sind berühmte Beispiele für diese festen Nebenprodukte18.

Die Entsorgung von Wasseraufbereitungsschlamm (WTS) wird zu einem ernsten internationalen Problem19. Im Allgemeinen gilt die Ableitung von überschüssigem Schlamm, der bei der Wasseraufbereitung anfällt, indem er entweder in Wasserstraßen entladen oder auf Deponien entsorgt wird, als großes Umweltproblem20. Aufgrund der besonderen Eigenschaften von Wasseraufbereitungsschlamm wird seine Verwendung zum teilweisen Ersatz von Ton, der für die Herstellung von Klinker und anderen gesinterten Keramikmaterialien benötigt wird, dringend empfohlen, um Umweltrisiken, Kosten-Nutzen-Verhältnisse und eine Zusammenarbeit bei der nachhaltigen Baustoffproduktion zu minimieren21. In mehreren Studien wurde die Machbarkeit der Verwendung von Wasseraufbereitungsschlamm (WTS) in ergänzenden zementären Materialien für Beton22 und Mörtel23 untersucht.

Spinellverbindungen haben die Formel DT2O4 (wobei D ein zweiwertiges Kation wie Ca, Mg, Cu, Ni, Fe, Mn, Co und Zn darstellt und T ein dreiwertiges Metall wie Al, Fe und Cr darstellt) und sind technologisch gesehen aufgrund ihrer physikalischen Eigenschaften substanzielle Materialien. Die Spinellferrite besitzen eine kristallographische Geometrie von [M2+-] Tetra [Fe3+]Octa O4, wobei M2+ zweiwertige Ionen wie Mg2, Ni2+, Co2+, Zn2+, Cu2+, Fe2+ und Mn2+2 darstellt.

In letzter Zeit werden Nanomaterialien stark im Baubereich eingesetzt, wo viele Forscher über positive Auswirkungen von Nanomaterialien auf die Verdichtungsleistung von gehärteten Zementpasten berichteten. wie Nano-SiO2, TiO2, CNTs, Fe2O3, ZnO und Montmorillonit24,25,26,27,28,29,30,31 und Spinell-Nanopartikel (NiFe2O4, ZnFe2O4 und Cu Fe2O4) zu verschiedenen Aspekten von reinem OPC und gemischtem OPC, gehärtet Pasten32,33,34.

Darüber hinaus ist der Einsatz von Nanopartikeln eine der effektivsten Möglichkeiten zur Erreichung nachhaltiger Entwicklungsziele (SDGs) im Baubereich, die sich auf die Reduzierung der Umweltverschmutzung durch die Produktion und den Verbrauch von Zement auswirken können35.

In dieser Hinsicht können die einzigartigen chemischen und physikalischen Eigenschaften von Nanopartikeln im Vergleich zu herkömmlichen Materialien (z. B. Flugasche FA und Silikastaub SF usw.), wie z. B. die große Oberfläche und die Nanopartikeldispersion, die Natur zementhaltiger Materialien verstärken sowohl im Mikro- als auch im Nanomaßstab, was zu fortschrittlichen Eigenschaften führt, wie z. Leistung und Mikrostruktur zementbasierter Materialien36,37.

Beispielsweise wurden die Einflüsse verschiedener NP-Typen auf die Haltbarkeit, die mechanischen, mikrostrukturellen und thermischen Eigenschaften von Beton-, Mörtel- und Pastenverbundwerkstoffen untersucht38,39,40; Die hervorragenden mechanischen Eigenschaften, die geringe Dichte, die kompakte Zementmatrix, der biologische Abbau und die verbesserte Zementhydratation sind zahlreiche Vorteile der Verwendung von Nanozellulose (NC) (als kostengünstiges, umweltfreundliches und wirksames Material) in zementbasierten Materialien39 . Neuerdings wurde der positive Einfluss von CNTs auf die Beständigkeit gegen Alkali-Kieselsäure-Reaktionen (ASR) durch einige grundlegende mechanische und chemische Mechanismen wie folgt erreicht: Verbesserung der Porenstruktur, Hemmung von Rissen, Verbesserung des Hydratationsprozesses und Veränderung der Porenlösungszusammensetzung41.

Der Einfluss des Einschlusses von Mn-Ferrit-Nanopartikeln auf die mechanische Festigkeit und Zähigkeit von SCC (selbstverdichtender Beton) wurde untersucht. Die Ergebnisse zeigten, dass der Einschluss von 0,5 Masse-% MnFe2O4-Spinell-NPs den Hydratationsprozess beschleunigte und durch die Reaktion mit Portlandit, das aus Silikatphasen von Zementklinker erzeugt wurde, zusätzliche Produktmengen erzeugte, was zu einer Verbesserung der Verdichtungseigenschaften und der Haltbarkeit von SCC42 führte .

Diese Untersuchung konzentrierte sich auf die Nutzung von RAS als teilweiser Ersatz für OPC, um zur Lösung der Probleme bei der Zementproduktion beizutragen. Außerdem werden große Mengen wasserbehandelter Schlammabfälle gelagert. Auswahl des besten Ersatzverhältnisses von RAS, um einen gemischten Verbundwerkstoff mit optimalen Eigenschaften (gute Festigkeit und Haltbarkeit) zu erhalten.

Es wurden zahlreiche Untersuchungen veröffentlicht, die sich mit der Untersuchung der Wirkung verschiedener Nanomaterialien auf die physikalisch-chemischen und mechanischen Eigenschaften von gemischtem Zement befassten. Unseres Wissens gibt es jedoch keine veröffentlichten Studien, die sich mit der Untersuchung des Einflusses von MnFe2O4-Spinell auf die mechanische Leistung, die Haltbarkeit und die Verdichtungsleistung von durch RAS ersetzten OPC-Pasten befassen. NMFs sind eines der wichtigsten magnetischen Metalloxid-Nanopartikel mit besonderen chemischen und physikalischen Eigenschaften43. Dieser Spinell ist kostengünstig und lässt sich leicht durch verschiedene Methoden mit kontrollierbarer Größe und gewünschter Morphologie synthetisieren. Darüber hinaus ist MnFe2O4 ein effizienter Kandidat für verschiedene Anwendungen als biomedizinische, analytische und Speichergeräte. Daher konzentrierte sich diese Studie auf die Untersuchung der Möglichkeit, diesen Nanospinell zur Verbesserung der Haltbarkeit verschiedener OPC-RAS-Pasten zu verwenden44.

Typ I-OPC verfügt über eine Blaine-Fläche von 349,5 m2/kg, geliefert von der Zementgruppe El-Sewedy, Al-Ain Al-Sokhna, Suez, Ägypten, und Wasseraufbereitungsanlagenschlamm (WTPS), geliefert von der Wasseraufbereitungsanlage Beni-Suef zur Reinigung von Trinkwasser Wasser wurde in dieser Arbeit verwendet. Das erste WTPS wurde 1 Tag lang bei 105 °C getrocknet. Der getrocknete und zerkleinerte Schlamm wurde durch 120-minütiges Brennen in einem Elektroofen bei 500 °C thermisch aktiviert. Die Heizrate betrug 5 °C/min. Abschließend ließ man den gebildeten Schlamm (recycelter Alaunschlamm, RAS) allmählich abkühlen. XRD-Muster von RAS sind in Abb. 1 verdeutlicht. Die Oxidanteile von OPC und dem recycelten Schlamm sind in Tabelle 1a dargestellt und die mineralogische Phasenzusammensetzung von OPC ist in Tabelle 1b dargestellt.

XRD-Muster von RAS.

Gemäß TS 2545 wurde die puzzolanische Aktivität von aktivierten Alaunschlammabfällen (AAS) als Rohmaterial bei der Herstellung von ergänzendem Zement anhand der Einhaltung der chemischen und physikalischen Anforderungen der für normales puzzolanisches Material geltenden Normen bewertet, wobei die TS 25-Norm SiO2 + vorschlägt Al2O3 + Fe2O3 sollte mindestens 70 %, SO3 < 3,0 %, CI− < 0,1 %, die Druckfestigkeit am Ende von 7 Tagen > 4 N mm−2 und der reaktive Kieselsäuregehalt von Puzzolanen > 25 % betragen. Es ist also ersichtlich, dass die Ergebnisse von Tabelle 1a zeigen, dass alle Proben die Anforderungen im Zusammenhang mit der Verwendung von aktiviertem Alaunschlammabfall (AAS) als ergänzende zementöse Materialien (SCM) mit Eigenschaften erfüllen, die denen eines normalen aktiven puzzolanischen Materials entsprechen45 .

Der modifizierte Superweichmacher SP (Sika Viscocrete 5230 L) auf Polycarboxylatbasis, geliefert von der Sika Company, Elobour City, Ägypten, wurde verwendet, um die Dispergierung der Spinell-Nanopartikel im für die Pastenherstellung verwendeten Wasser zu unterstützen und die gewünschte Verarbeitbarkeit der gebildeten Pasten zu erreichen27. Einige wichtige Merkmale sind in Tabelle 2 aufgeführt.

Mn-Fe2O4-Nanospinell wurde im Labor unter Verwendung eines Citratvorläufers mithilfe einer Technik synthetisiert, über die in früheren Untersuchungen berichtet wurde46. Eine stöchiometrische Masse von Mangannitrat {Mn (NO3)2⋅6H2O} und Eisennitrat {Fe (NO3)3⋅9H2O}, wobei (Mn:Fe = 1:2) gemischt wurde; Zitronensäure {C6H8O7⋅H2O} wurde durch tropfenweise Zugabe unter kontinuierlichem Rühren eingefügt, um eine Citrat-Vorläufermischung zu bilden. Um ein neutrales Medium (pH = 7) beizubehalten, wurden abschließend Tropfen NH4OH in die Vorläuferlösung gegeben; Die Vorläufermischung wurde eingedampft, um das gewünschte Spinell-Nanokomposit in Form gleichmäßig gefärbter grauer Fasern zu erhalten. Die hergestellten Mn-Fe2O4-Spinell-Nanopartikel (NMFs) haben eine Oberfläche von 30,73 m2 g−1 und eine Reinheit von > 90 %. Gitterparameter a (Å) ~ 8,4990, mit ~ 5,12 g cm−3 Röntgendichte (Dχ). HR-TEM-, SEM-, XRD- und N2-Adsorptions-/Desorptionsanalysen für (NMFs) sind in den Abbildungen dargestellt. 2, 3, 4, 5 bzw. Tabelle 3 zeigt einige Merkmale von Mn-Fe2O4-Spinell-Nanopartikeln (NMFs).

HR-TEM- und SAED-Aufnahmen von MnFe2O4-Nanopartikeln.

SEM von MnFe2O4-Nanopartikeln.

XRD-Muster von Manganferrit-Nanopartikeln (MnFe2O4).

N2-Adsorptions-Desorptions-Isothermen von Manganferrit-Spinell-Nanopartikeln.

OPC wurde teilweise durch 5, 10 und 15 Masse-% RAS ersetzt. Jede Trockenkomponente wurde ausreichend lange (~ 6 Stunden) in die Kugelmühle gegeben, um eine homogene Trockenmischung zu erhalten. Pasten verschiedener Mischungen wurden unter Verwendung von Wasser bis zu einem Feststoffverhältnis (W/S) von 27 % der gesamten Feststoffmasse entwickelt. Um Nanokomposit-Pasten herzustellen, wurden die gewünschten Dosen von Mn-Fe2O4-Spinell-Nanopartikeln (NMFs) in das gesamte Mischwasser eingebracht, das SP-Fließmittel als Dispergiermittel enthielt (die verwendete SP-Menge betrug 0,3 Massen-% des Feststoffs). Mn-Fe2O4-Spinell-Nanopartikel werden vor dem Mischen mit Zement in einer wässrigen Lösung (dh Wasser und SP-Fließmittel) dispergiert. Die gesamte Suspension wurde 60 Minuten lang bei 25 °C beschallt, um NMFs zu dispergieren und deren Agglomeration zu verhindern. Für diesen Schritt wurde ein Ultraschallgerät (Badmaschine) (Ultrasonic Homogenizer, LUHS0A12, 650 W, 220 V/50 Hz) verwendet. Die Zusammensetzung und Bezeichnungen der Proben sind in Tabelle 4 aufgeführt.

Nach dem vollständigen Mischen des trockenen Pulvers mit der gewünschten Menge Wasser (oder NMF-haltigem Wasser) wurden die gebildeten Pasten in kubische Formen (25 × 25 × 25 mm3) gefüllt und 1 Tag lang bei ~ 100 % relativer Luftfeuchtigkeit (relative Luftfeuchtigkeit) gehalten. Nach dem vollständigen Aushärten wurden die kubischen Proben von der Form getrennt und unter Leitungswasser bei Umgebungstemperatur für verschiedene Zeiträume bis zum Erreichen von 28 Tagen ausgehärtet. „Eine Maschine der Tonnenindustrie (Westdeutschland) (maximale Belastung 60 Tonnen) wurde verwendet, um die Festigkeitsprüfung (Druckfestigkeit) durchzuführen. Sie wurde verwendet, um die Festigkeitsprüfung (Druckfestigkeit) für verschiedene Proben nach 1, 3, 7 und durchzuführen 28 Tage (für jedes Mal wurde der Durchschnittswert von 4 Würfeln aufgezeichnet). Zur Durchführung von XRD-, SEM- und TGA/DTG-Tests wurde der Hydratationsprozess durch Rühren der gemahlenen Proben in einer Mischung aus Aceton und Methanol (Volumenverhältnis 1:1) gestoppt. für ca. 45 Minuten und Waschen des filtrierten Feststoffs mit Aceton mehrmals (3–4 Mal), dann Belassen im Trockner bei 80 °C über Nacht. Die getrocknete Probe wird in einem Exsikkator (mit Kieselgel) aufbewahrt, bis die anderen Tests durchgeführt werden47 Für die XRD- und TGA/DTG-Analyse lag die verwendete Partikelgröße im Bereich von 10–50 µm. Für die SEM-Analyse wurde ein kleines Stück mit einer Dicke von ca. 1,5–2 mm aus dem Kern des zerkleinerten Würfels verwendet.

Wichtige physikalische Eigenschaften wie BD (Schüttdichte), (%TP) Gesamtporosität und (WA %) Wasserabsorption wurden bei definierten Aushärtungsaltern48 gemessen. Die angewandten Methoden sind wie in den folgenden Beziehungen angegeben angegeben:

wobei W, W1 und W2 die gesättigten, suspendierten und getrockneten Gewichte sind; jeweils.

Zur Durchführung des Hochtemperaturtests wurden kubisch geformte Pasten 28 Tage unter Wasser ausgehärtet und anschließend 1 Tag bei 80 °C getrocknet. Anschließend wurden die Würfel 180 Minuten lang bei 300, 600 und 800 °C gebrannt. Nach dem Brennen der Proben, die auf zwei verschiedene Arten (schnell und langsam) abgekühlt wurden49, wurde an den abgekühlten Würfeln der Festigkeitstest (Druckfestigkeit) durchgeführt.

Rasterelektronenmikroskopie (SEM), Röntgenbeugung (XRD) und thermogravimetrische Analyse (TGA/DTG) wurden eingesetzt, um Mikrostruktur, Phasenpräsenz und thermische Veränderungen für einige ausgewählte Proben zu identifizieren.

Durch die Durchführung der Druckfestigkeitsprüfung kann die mechanische Leistungsfähigkeit der ausgehärteten Pasten bzw. des Betons ermittelt werden. Die Ergebnisse dieses Tests lassen sich wie folgt zusammenfassen: (1) Als allgemeiner Trend zeigten alle getesteten Proben einen kontinuierlichen Festigkeitsanstieg mit fortschreitender Hydratation (bis 28 Tage), Abb. 6, dieser Anstieg wird dem Fortschreiten der Hydratationsreaktion zugeschrieben induziert die Produktion des vielfältigen Produkts, das durch die gehärtete Matrix ein perfektes Bindungszentrum darstellt. Die gebildeten Phasen sind: Calciumsilikathydrate (CS-Hs), Calciumsulfoaluminathydrate (AFm und AFt) (Calciumaluminosilikathydrate CAS-Hs). Gehlenit und Hydogranat) und Calciumaluminathydrate (CAHs) werden diese Ergebnisse durch XRD-, TGA/DTG- und SEM-Tests gestützt. (2) Beim Ersetzen von OPC durch 5 % oder 10 % RAS, bezogen auf die Masse (Mischungen B bzw. C), wurde über alle Testalter hinweg eine leichte Verbesserung der Druckfestigkeitswerte im Vergleich zu Paste aus Mischung A (Kontrolle) festgestellt. Während ein leichter Rückgang der Festigkeitswerte zu verzeichnen war, als der Ersatzanteil von OPC durch RAS 15 % erreichte, Abb. 6. Die bemerkenswerte Verbesserung der Werte der Druckfestigkeit im Fall des Ersatzes von Portlandzement durch 5 % oder 10 % RAS, nach Masse, könnte mit der Schaffung zusätzlicher hydratisierter Erträge korreliert sein; entsteht durch die Wechselwirkung zwischen amorpher Kieselsäure und Aluminiumoxid von Schlamm und Kalk, der durch die Klinkerhydratation (puzzolanische Reaktion) entsteht und einen Überschuss an CSHs und CAHs bildet, außerdem entstehen neue Phasen, nämlich als; MnCSH, CFH und CFSH50,51. Der Ersatz von Portlandit, der über schwache hydraulische Eigenschaften verfügt, durch CSHs, CAHs, die über gute hydraulische Eigenschaften verfügen, führt zu der festgestellten Verbesserung der Festigkeit. Darüber hinaus fungieren diese zusätzlichen Hydrate als Füller für die vorhandenen Poren in der gehärteten Matrix und fungieren als perfektes Bindungszentrum zwischen den verbleibenden vorhandenen, nicht hydratisierten Körnern37. Der deutlich beobachtete Rückgang der Festigkeitswerte der Mischung D (85 % OPC–15 % RAS) wird hauptsächlich auf den Rückgang der mineralogischen Klinkerphasen innerhalb des Verbundwerkstoffs zurückgeführt, was zu einer Verringerung der beiden daraus hergestellten Hauptprodukte (CSHs und CAHs) führt Hydratation, zusätzlich zur Reduzierung der produzierten Menge an Portlandit, die für die puzzolanische Reaktion erforderlich ist49. Aus den aufgezeichneten Festigkeitswerten geht hervor, dass der optimale Ersatz von OPC durch RAS 10 % beträgt, derselbe Wert wurde bereits früher angegeben52.

Druckfestigkeit im Verhältnis zum Hydratationsalter für ausgehärtete Zementmischungen (Mischungen A–D).

Der Einfluss der NMF-Zugabe auf die Festigkeitswerte verschiedener Verbundwerkstoffe wurde in Abb. 7a – d identifiziert und verdeutlicht. Offensichtlich führt die Einbeziehung von 0,5 und 1 % NMFs in verschiedene Pasten (Mischungen ANMFs0,5, ANMFs1, BNMFs0,5, BNMFs1, CNMFs0,5, CNMFs1, DNMFs0,5 und DNMFs1) insgesamt zu einer leichten Verbesserung der Festigkeitswerte Testperioden, während der Einschluss von 2 % NMFs zu einem leichten Rückgang der Werte der Druckfestigkeit führte, Abb. 7a–d. Obwohl die perfekte Nanopartikeldimension der hergestellten NMFs (~ 13–40 nm) eine unerwartete leichte Änderung der Druckfestigkeitswerte hervorrief, konnten diese Ergebnisse mit zwei Faktoren korreliert werden; (1) die kubische geometrische Struktur von NMF-Partikeln (siehe Abb. 2), die ihre Porenfüllung behinderte und schwache Kontaktpunkte zwischen verschiedenen vorhandenen Phasen darstellte, wie in einer früheren Studie berichtet45. (2) Dies kann mit der schlechten Dispersion der Nanopartikel zusammenhängen, insbesondere bei Verwendung in hohen Anteilen37,40,53.

Druckfestigkeitswerte verschiedener gehärteter Nanokomposite.

Der leichte Rückgang der Werte der Druckfestigkeit während fast aller Hydratationsintervalle für ANMFs2-, BNMFs2-, CNMFs2- und DNMFs2-Mischungen (2 % NMF-Zusatz) im Vergleich zu ihren Referenzen (Mischungen A–D) kann auf die magnetische Natur von zurückgeführt werden NMF-Partikel. Manganferritspinell ist von Natur aus ferromagnetisch und seine Nanopartikel interagieren magnetostatisch. Daher ziehen sie sich gegenseitig an, was zu einer schlechten Dispersion führt und ihre Koaleszenz fördert46.

Zusammenfassend stellten die Ergebnisse sicher, dass ein Verbundwerkstoff aus 90 % OPC, 10 % RAS und 0,5 % NMFs (Mischung CNMFs 0,5) als optimale Wahl für allgemeine Bauanwendungen angesehen werden kann, da er unter allen getesteten Nanomischungen das beste mechanische Verhalten aufwies. Diese Ergebnisse werden durch weitere durchgeführte Tests gestützt.

Der Verdichtungsfortschritt verschiedener Verbundwerkstoffe mit fortschreitendem Hydratationsprozess wurde durch Messung der BD-Werte (g cm−3) verfolgt. Die BD-Werte für verschiedene Mischungen zeigten einen kontinuierlichen allmählichen Anstieg mit dem Hydratationsalter, Abb. 8a – e. Diese Erkenntnisse werden dem Fortschritt des Hydratationsprozesses und der Ansammlung verschiedener hydratisierter Phasen in den verfügbaren Poren entlang der gehärteten Matrix zugeschrieben, wodurch kompakte und dichte Strukturen entstehen48. Abbildung 8a zeigt, dass Proben, die aus den Mischungen B und D (unter Verwendung von 5 % oder 10 % RAS, bezogen auf die Masse) hergestellt wurden, einen deutlich höheren BD-Wert (bei allen Aushärtezeiten) im Vergleich zu einer Blindprobe (Mischung A) aufwiesen. Dieser Befund steht im Zusammenhang mit der Bildung und Akkumulation verschiedener Arten von hydratisierten Phasen, die sich über die puzzolanische Wechselwirkung zwischen verfügbarem freigesetztem Calciumhydroxid und RAS bildeten, wodurch eine dichtere Matrix mit hoher Festigkeit entstand4. Im Gegensatz dazu sind die BD-Werte bei Verwendung von 15 % RAS (Mischung D) niedriger und/oder vergleichbar mit einem Blindwert. Diese Ergebnisse stimmen mit den zuvor genannten Daten zur Druckfestigkeit überein und werden auf die Bildung geringerer Mengen verschiedener Hydratationsprodukte aufgrund des Verdünnungseffekts der OPC-Phasen um 15 % zurückgeführt34.

Schüttdichtewerte verschiedener gehärteter Verbundwerkstoffe.

Die Einschlüsse unterschiedlicher NMF-Dosen (30,73 m2 g−1 und ~ 16 nm) bis zu 1 % verbessern den BD aller Verbundwerkstoffe während fast aller Hydratationsintervalle, Abb. 8b–e. Diese Verbesserung könnte mit dem Nanofülleffekt und dem Beschleunigungseffekt von NMF-Partikeln für den Hydratationsprozess über die Funktion als aktive Zentren zusammenhängen. Das Nettoergebnis der Einschluss-NMF-Parteien ist die Erzeugung zusätzlicher Ausbeutemengen wie CSHs, CASH, CAHs, CFH, CFSH und MnCSH, die sich in den verfügbaren Poren innerhalb der gehärteten Verbundmatrix ansammeln und eine kompaktere und dichtere Struktur ergeben34,45, 51. Darüber hinaus führt der Einschluss von 2 % der NMFs zu einem leichten Rückgang der BD-Werte, was auf den bereits erwähnten Agglomerationseffekt der NMF-Partikel zurückzuführen ist4. Alle diese Ergebnisse stimmten mit den Ergebnissen des Druckfestigkeitstests überein und werden durch die XRD-, TGA/DTG- und SEM-Techniken weiter unterstützt. Die BD-Ergebnisse zeigten, dass die Mischung CNMFs 0,5 die höchsten BD-Werte aufwies, die mit denen anderer Mischungen übereinstimmten. Dieses Ergebnis stimmte mit den erhaltenen Druckfestigkeitsergebnissen überein und bestätigte sie.

Abbildung 9a zeigt die prozentualen Werte der Gesamtporosität (TP%) verschiedener Verbundwerkstoffe nach verschiedenen Testzeiträumen. Als allgemeiner Trend zeigten die TP-%-Abnahmen bei den getesteten Verbundwerkstoffen eine kontinuierliche Verringerung der Hydratation bis zum 28. Tag der Aushärtung. Im Allgemeinen zeigten Proben von Mischung B und Mischung C niedrigere TP (%), während Proben von Mischung D relativ höhere Werte im Vergleich zu Mischung A aufwiesen. Darüber hinaus induzierte der Einsatz von 0,5 und 1 % NMFs niedrigere TP % für die gehärteten Nanokomposite, Abb . 9b–e. Die Zugabe von 2 % NMFs zu verschiedenen Mischungen ergibt gehärtete Pasten mit vergleichbaren und/oder höheren relativen TP%-Werten im Vergleich zu ihren Kontrollen (Mischungen A–D). Wenn die BD-Werte steigen, sinken die TP% und die Druckfestigkeitswerte steigen48. Offensichtlich stimmen die erhaltenen TP%-Werte mit den erhaltenen Ergebnissen des Festigkeits- und BD-Tests überein und werden auf die gleichen zuvor genannten Gründe zurückgeführt. Abbildung 9c zeigt, dass CNMFs0,5-Komposite den niedrigsten TP% aufweisen. Darüber hinaus werden diese Ergebnisse durch XRD-, TGA/DTG- und SEM-Analysen weiter unterstützt.

Gesamtporositätswerte verschiedener gehärteter Verbundwerkstoffe.

Über die Bestimmung des WA%2 kann der Porositätsgrad der ausgehärteten Proben ermittelt werden. Die prozentualen WA%-Werte für verschiedene getestete Mischungen wurden gemessen und in Abb. 10a–e dargestellt. Wie aus den erhaltenen WA-%-Werten hervorgeht, zeigte sich für alle getesteten Mischungen der gleiche Trend wie die TP-%-Werte. Offensichtlich sinken mit steigenden BD-Werten der TP-Prozentsatz und der WA-Prozentsatz4. Offensichtlich sind alle erhaltenen Ergebnisse für die Porenstrukturanalyse (BD.TP und WA) miteinander korreliert und stimmen mit den Ergebnissen des Druckfestigkeitstests überein.

Wasseraufnahmewerte verschiedener erhärteter Zementkomposite.

Die Stabilität verschiedener gehärteter Mischungen gegen 3-stündiges Brennen bei 300, 600 und 800 °C und langsames Abkühlen an der Luft wurde identifiziert und als Prozentsatz der Restdruckfestigkeit (RS%) in Abb. 11a–d dargestellt. Die Ergebnisse dieses Tests sind: (1) Alle Verbundwerkstoffe zeigten einen starken Anstieg der RS-Festigkeitswerte (%) beim Erhitzen auf 300 °C und Abkühlen an der Luft im Vergleich zu ihren aufgezeichneten Werten nach 28 Tagen Hydratation, danach einen deutlichen Rückgang in der Restfestigkeit beim Brennen bei 600 oder 800 °C wurde aufgezeichnet, (2) der Einschluss unterschiedlicher Mengen an NMFS in reinem Zement und/oder Mischungen erhöht die SAF bei unterschiedlichen Temperaturen. Der starke Anstieg der Restfestigkeitswerte (%) für allmählich abgekühlte Proben nach dem Brennen bei 300 °C wird auf die Selbstautoklavierung (hydrothermale Reaktion) zurückgeführt, die zwischen der Verdampfung von physikalisch adsorbiertem H2O und den verbleibenden nicht umgesetzten Klinkerphasen entsteht. Diese interne Autoklavierung erzeugt zusätzliche Mengen Hydratationsprodukt, das die verfügbaren Poren füllt und zusätzliche Bindungszentren zwischen verschiedenen Bestandteilen in den gehärteten Verbundwerkstoffen bereitstellt2,48. Die beobachtete Abnahme der RS-Festigkeit (%) in allmählich abgekühlten Proben nach dem Erhitzen auf 600 oder 800 °C steht im Zusammenhang mit der Verschlechterung der meisten Hydratationsprodukte (CSHI, CSHII, CASHs, CAHs, CFSH, CFH, MnCSH und CH) und Bildung von Mikrorissen entlang der Matrix, was sich stark negativ auf die Festigkeit der Verbundwerkstoffe auswirkt54. Alle Nanokompositpasten (die verschiedene NMF-Dosen enthalten) zeigten bei allen angewandten Temperaturen und Abkühlung an der Luft im Vergleich zu ihren Kontrollen nach 28-tägiger Aushärtung eine höhere Brennbeständigkeit (hoher RS-%), außerdem steigt der SAF für diese Nanokomposite mit dem NMF-Prozentsatz. Der positive Einfluss von NMFs auf die SAF verschiedener Verbundwerkstoffe hängt mit ihrer Füllwirkung auf die vorhandenen Poren, ihrer Beschleunigungswirkung auf die interne Autoklavierreaktion durch ihre Wirkung als Keimbildungszentrum für die Produktbildung45 und der magnetischen Natur ferromagnetischer Spinell-Nanopartikel zusammen, die dazu führt Magnetostatische Wechselwirkungen zwischen den Partikeln fördern die Bildung einer verfestigten Matrix und weisen eine hohe Beständigkeit gegen Brandschäden auf46.

Relative Restdruckfestigkeitswerte für verschiedene gebrannte Zementverbundwerkstoffe nach langsamer Abkühlung an der Luft.

Abbildung 12a–d. Zeigen Sie die RS-Werte (%) für verschiedene Verbundwerkstoffe nach schnellem Abkühlen (Abkühlen in Wasser) nach 180-minütigem Brennen bei 300, 600 und 800 °C an. Bei allen Verbundwerkstoffen kommt es beim Abkühlen in Wasser nach dem Erhitzen auf verschiedene angegebene Temperaturen (300–800 °C) zu einem kontinuierlichen Festigkeitsverlust, wobei der Grad des Festigkeitsverlusts mit der Temperatur zunimmt, Abb. 12a–d. Offensichtlich ist der Grad der Festigkeitsminderung bei allen Verbundwerkstoffen höher (RS % niedriger) im Vergleich zu ihrem Verlust bei langsamer Abkühlung nach der Behandlung bei der gleichen Temperatur. Die starke Verringerung der Druckfestigkeit für die Werte der schnell abgekühlten Proben wird auf den Thermoschock zurückgeführt, der durch das plötzliche Abkühlen der gebrannten Proben auftritt und die Entstehung mehrerer Risse sowie eine Vergrößerung der entlang der Verbundmatrix vorhandenen Mikrorisse verursacht34. Wie bereits in vielen Studien erwähnt, in denen Nanofasern/-röhren wie Nano-Montmorillonit (NM) und Kohlenstoffnanoröhren (CNTs) verwendet wurden, können Titanoxid-Nanopartikel (TN)53,54,55 die Ausbreitung von Mikrorissen verzögern, indem sie die Zug- und Biegefestigkeit erhöhen und die Homogenität der Mikrostruktur verbessern die Zementmatrix53,56,57,58.

Relative Restdruckfestigkeitswerte für verschiedene gebrannte Zementverbundstoffe nach plötzlichem Abkühlen.

Die prozentuale relative Druckfestigkeit (RCS) (relativ zu ihrer CS nach 28 Tagen) für alle gebrannten Proben nach langsamer und schneller Abkühlung wird in den Abbildungen erläutert. 11 bzw. 12. Die RCS-Prozentwerte nach dem Brennen bei 300 °C und langsamem Abkühlen betragen 125,16, 125,4, 125,53 und 128,79 für (Mischungen A–D).

Die RCS-Prozentsätze (relativ zur Kontrolle bei 300 °C und langsam abgekühlt) für (Mischungen ANMFs0,5-ANMFs2) betragen 127,37, 128,32 bzw. 128,79 %, 130,74, 133,78 und 135,39 für (Mischungen BNMFs0,5-BNMFs2) ; jeweils 133,26, 137,23 und 140,87 für (Mischungen CNMFs0,5-CNMFs2); bzw. 128,90, 132,94 und 135,16 für (Mischungen DNMFs0,5-DNMFs2); bzw. Abb. 11a–d. Die erhaltenen SAF-Ergebnisse deuten offensichtlich darauf hin, dass das Nanokomposit 90 % OPC, 10 % RAS und 2 % NMFs enthält und daher die beste Wahl für thermische Anwendungen ist, da es sowohl bei allmählicher als auch bei plötzlicher Abkühlung bei allen gemeldeten Temperaturen den höchsten % RS (höchste SAF) aufweist Die aufgezeichneten RS%-Werte für diesen Verbundstoff betragen 133,7, 137,2 und 140,8 für langsam abgekühlte Proben, die bei 300, 600 und 800 °C gebrannt wurden; jeweils. Während die aufgezeichneten RS %-Werte für diesen Verbundstoff für schnell abgekühlte Proben, die bei 300, 600 und 800 °C gebrannt wurden, 104,7, 110,1 und 113,2 betragen; jeweils. Diese Erkenntnisse machten diesen Verbundwerkstoff zur perfekten Wahl für Feuerschutzanwendungen.

Die Abbildungen 13 und 14 zeigen die Entwicklungsphasen für Verbundwerkstoffe bestehend aus 100 OPC, 95 OPC-5 RAS, 90 OPC-10 RAS, OPC-0,5 NMFs, 95 OPC-5 RAS–0,5 NMFs und 90 OPC–10 RAS–0,5 NMFs nach 7 und 28 Tagen Flüssigkeitszufuhr. Die charakteristischen Peaks der CSH- und Ca (OH)-Phasen wurden in XRD-Mustern für diese Mischungen identifiziert, neben den Peaks, die für den nicht umgesetzten Quarz (kristallines Siliciumdioxid), C3S (3CaO.SiO2) und β-C2S (2CaO.SiO2) charakteristisch sind. . Calciumcarbonat wurde bei 2θ von ~ 29,32° beobachtet und entstand durch die Reaktion von Kalk (CH) mit atmosphärischem CO2-Gas52. Die XRD-Muster von Nanokompositen (Komposite, denen 0,5 NMFs beigemischt sind) zeigten das Auftreten neuer Phasen, insbesondere nach 28 Tagen Hydratation, nämlich: Ilvait (CFSH), das sich bei 2θ 51° befindet, MnCSH bei 2θ 12,84, 18,36 und 29,6°, Nchwaningit [ Mn2 SiO3(OH)2 H2O] (PDF#83-1006), Rancieit [(Mn, Ca) Mn4O9.3H2O] (PDF#058-0466), Glaucochroit [(Ca, Mn)2SiO4 (PDF# 14-376) liegt bei 2θ 16,9° und CFH51. Diese Ergebnisse stützen die zuvor erzielten Testergebnisse für Druckfestigkeit, BD, TP % und WA %. Die Bildung und spätere Anreicherung dieser Zusatzprodukte förderte die Entwicklung einer verdichteten Mikrostruktur mit guten mechanischen Eigenschaften und Haltbarkeit.

XRD-Muster von gehärteten Verbundwerkstoffen aus Mischungen (a–c) und Nanokompositen aus Mischungen (ANMFs0,5–CNMFs0,5) nach 7 Tagen Hydratation.

XRD-Muster von gehärteten Verbundwerkstoffen aus Mischungen (A–C) und Nanokompositen aus Mischungen (ANMFs0,5–CNMFs0,5) nach 28 Tagen Hydratation.

Die Abbildungen 15, 16, 17, 18 zeigen die TGA/DTA-Daten für OPC, OPC-0,5 NMFs, 90 OPC-10 RAS und 90 OPC-10 RAS-0,5 NMFs (Mischungen A, ANMFs 0,5, C und CNMFs 0,5). am 7. und 28. Tag der Flüssigkeitszufuhr. Die TGA/DTG-Ergebnisse zeigen drei endotherme Peaks bei ~ 70–180 °C, ~ 505 °C und einen Doppelpeak bei 720 und 780 °C für reine OPC-Proben zu den ausgewählten Zeiten (7 und 28 Tage). Der bei ~ 70–180 °C implantierte Peak ist der Deportation von nicht gebundenem Wasser und dem Zerfall des amorphen Teils von CSH-Gel und Calciumaluminathydraten (CAHs) gewidmet, Abb. 15a, b4. Der Massenverlust dieses Peaks nach 3 und 7 Tagen Hydratation beträgt 6,9 % bzw. 7,2 %. Die bei 505 °C auftretende Endotherme steht im Zusammenhang mit der Dehydratisierung von CH (Portlandit)4,59. Der Massenverlust dieses Peaks beträgt 2,1 % bzw. 2,8 % nach 3 bzw. 28 Tagen Hydratation. Der beobachtete Anstieg der prozentualen Massenverluste in beiden Endothermen korreliert mit der Bildung zusätzlicher Mengen an Hydratationsphasen (CSHs, Ettringit, AFm und CH) mit dem Fortschreiten des Hydratationsprozesses von 7 auf 28 Tage2. Der bei 720 und 780 °C vorhandene Doppelpeak wird auf den Abbau von Calciumcarbonaten mit unterschiedlicher Kristallinität aufgrund der Karbonisierung der Proben während der Handhabung zurückgeführt. Die %-Massenverlustwerte dieser Peaks variieren je nach Kristallinitätsgrad und Karbonisierungsgrad51,59.

TGA/DTG-Thermogramme von gehärteten Proben aus Mischung A nach (a) 7 Tagen und (b) 28 Tagen Hydratation.

TGA/DTG-Thermogramme von gehärteten Proben aus einer ANMF-Mischung von 0,5 bei (a) 7 Tagen und (b) 28 Tagen Hydratation.

TGA/DTG-Thermogramme von gehärteten Proben aus Mischung C (a) 7 Tage und (b) 28 Tage Hydratation.

TGA/DTG-Thermogramme von gehärteten Proben aus einer Mischung von CNMFs0,5 bei (a) 7 Tagen und (b) 28 Tagen Hydratation.

Abbildung 16a,b zeigt das TGA/DTG-Ergebnis des OPC-0,5-NMFs-Nanokomposits (Mischung ANMFs 0,5) nach 7 und 28 Tagen Aushärtung. Das TGA/DTG-Verhalten dieses Verbundwerkstoffs ist identisch mit dem von reinem OPC (Mischung A), weist jedoch einen höheren prozentualen Gesamtmasseverlust auf. Der prozentuale Massenverlust der verschiedenen Hydratationsausbeuten beträgt 16,9 bis 18,5 % (für OPC) und 19,2 bzw. 19,8 (für OPC-0,5 % NMFs) nach 7 und 28 Tagen; jeweils. Dieser Befund belegt den positiven Einfluss von NMFs auf die Beschleunigung der Härtungsreaktion von OPC und die Simulation der Produktion neuer Phasen (MnCSH, MnSH und CFSH), wie anhand von XRD-Daten gezeigt. Dieser Praktikant förderte die Schaffung eines gehärteten Verbundwerkstoffs mit guten mechanischen Eigenschaften, höherem BD, niedrigerem TP% und niedrigeren WA-Werten, wie bereits in dieser Studie erwähnt.

Abbildung 17a,b stellt die TGA/DTG-Thermogramme für gehärtete Proben dar, die 90 OPC-10 RAS (Mischung C) besitzen. Offensichtlich werden ähnliche Endothermen und ein ähnliches Verhalten wie bei der Leerprobe beobachtet. Der prozentuale Massenverlust des bei ~ 70–180 °C vorhandenen Peaks beträgt 7,0 und 7,1, während der bei 505 °C vorhandene Peak nach 7 und 28 Tagen 2,2 bis 2,9 beträgt; jeweils. Die Schwankung dieser Werte wird sowohl auf den Kristallinitätsgrad als auch auf die Menge der gebildeten Produkte zurückgeführt. Der festgestellte Peak bei (~ 740 °C) wird als Karbonatzersetzung bezeichnet.

Offensichtlich betragen die gesamten prozentualen Massenverluste für die gebildeten Hydrate 18,2 bzw. 19 nach 7 bzw. 28 Tagen. Der bemerkenswerte Anstieg des Gesamtmassenverlusts im Vergleich zu einem Blindwert (16,9 und 18,5) hängt mit der Bildung zusätzlicher Mengen einer nahezu amorphen und kristallinen CSH-Phase aus der puzzolanischen Wechselwirkung zwischen CH, das aus der OPC-Hydratation freigesetzt wird, und den Siliciumdioxid- und Aluminiumoxidphasen von RAS zusammen Abfall. Diese Ergebnisse sind mit den zuvor gemeldeten physikalischen und mechanischen Testergebnissen kompatibel.

Die TGA/DTA-Ergebnisse für 90 OPC-10 RAS-0,5 NMFs-Nanokomposit (Mischung CNMFs0,5) nach 7 und 28 Tagen Aushärtung werden identifiziert. Die TGA/DTG-Ergebnisse dieser Mischung zeigten ähnliche Spitzen und ein ähnliches Verhalten wie Mischung C, Abb. 18a,b. Die Gesamtmassereduktionsprozentsätze betragen 20,1 bzw. 20,4 % nach 7 bzw. 28 Tagen; Diese Prozentsätze sind relativ höher als bei anderen Mischungen (A, ANMFs0,5 und C). Der deutlich höhere Gesamtmasseverlust dieser Nanokomposite ist auf die verstärkende Wirkung der NMF-Partikel zurückzuführen, wie bereits erläutert. Außerdem werden die TGA/DTG-Ergebnisse mit allen zuvor genannten Ergebnissen (RS, TP, BD und WA) bestätigt.

Abbildung 19a,b verdeutlicht die morphologischen Merkmale der Probe der Mischung A bei Hydratationsintervallen von 7 und 28 Tagen. Die SEM-Untersuchung dieser Mischung bestätigt das Auftreten einer porösen Matrix, in die einige faserige und kranke CSH-Kristalle als Hauptprodukt der Klinkerhydratation nach 7 Tagen diffundiert sind. Außerdem wurden entlang der Matrix kleine hexagonale CH-Plättchen entdeckt, eine geringe Menge CC̅ sowie eine große Menge nicht umgesetzter Klinkerkörner konnten gut unterschieden werden, Abb. 19a. Die mikroskopischen Aufnahmen dieser Mischung nach 28 Tagen Hydratation zeigten eine dichte Matrix bestehend aus übermäßigen Mengen an mikrokristallinem und faserigem CSH; die große Menge an CH lag auch in Form gestapelter sechseckiger Kristalle vor. Außerdem finden sich in der Matrix kleine CC̅-Kristalle, Abb. 19b. Die REM-Aufnahmen zeigten auch das Vorhandensein einiger Hohlräume in der Matrix, die für die Ablagerung neuer Hydratationsprodukte zugänglich sind.

REM-Aufnahmen von gehärteten Proben aus Mischung A: (a) nach 7 Tagen, (b) nach 28 Tagen, (c) nach dem Brennen bei 300 °C und (d) nach dem Brennen bei 800 °C.

Die Auswirkung des Brennens auf die Mikrostruktur reiner OPC-Proben wird untersucht und ist in Abb. 19c, d dargestellt. Das Brennen der gehärteten OPC-Probe bei 300 °C und das Abkühlen an der Luft (langsam) induzierte die Bildung einer hochkompakten Matrix, die aus einer übermäßigen Menge an nahezu amorphem faserigem C-S-H (den Haupthydratationsprodukten) bestand, die durch die Sechseckstruktur verzahnt waren Platten von CH. Diese Mikrostrukturmerkmale spiegeln die interne Autoklavierreaktion nicht umgesetzter OPC-Körner wider, die zur Bildung eines zusätzlichen Produkts (CSH, CH, CAHs, CASHs) führt und die Bildung dichter Strukturen mit fortschrittlichen Eigenschaften (hohe Festigkeit, geringe Porosität, hohe Dichte) fördert. . Dieser Befund bestätigte die erhaltenen Daten aus RS-, BD-, WA- und TP-Tests. Die Mikrostruktur der OPC-Probe, die einer höheren Temperatur (800 °C) ausgesetzt und allmählich abgekühlt wurde, zeigte die Bildung mehrerer Mikrorisse, wobei aufgrund ihrer Zersetzung keine Hydratationsprodukte vorhanden waren. Sicherlich sind der Abbau von Hydratationsprodukten und das Vorhandensein von Mikrorissen wesentliche Gründe für den Verfall dieser Proben, Abb. 19d.

Abbildung 20a,b zeigt die Mikrostruktur gehärteter Proben aus 90 % OPC + 10 % RAS + 0,5 % NMFs (Mischung CNMFs0,5) nach 7 bzw. 28 Tagen. Die REM-Aufnahmen dieser Nanokomposite zeigten Folgendes: (1) Proben, die 7 Tage lang hydratisiert wurden, zeigten eine weniger dichte Mikrostruktur mit einer geringen Menge an hydratisierten Phasen und überschüssigen Partikeln von nicht umgesetztem Klinker im Vergleich zur Mikrostruktur von Proben, die 28 Tage lang hydratisiert wurden. (2) Ersetzen Zement mit 10 % RAS induzieren die Produktion überschüssiger Mengen an hydratisierten Phasen (CSH, CAHs, CASHs). Dieser Praktikant verbessert die Mikrostrukturmerkmale und die Verdichtungseigenschaften dieser Nanokomposite im Vergleich zur reinen OPC-Paste bei gleichem Aushärtealter, Abb. 20a,b und (3) Die Aktivierungsregel von NMF-Partikeln wurde anhand der dichten und nichtporösen Matrix ermittelt, die in den REM-Bildern dieser Nanokomposite dargestellt ist (Abb. 20a,b). Die NMF-Partikel induzieren die Bildung enormer hydratisierter Phasen als aktives Zentrum und über ihre Reaktion und Bildung eines vielfältigen Produkts, das in den mikroskopischen Aufnahmen wie folgt erscheint: Mikrostäbe und faserige Kristalle von CSHs, Platten von CASHs, feine Kristalle von CFSH, CFH, MnCSH und Fasern von AFt (3CaO·Al2O3·3CaSO4·32H2O); Alle diese Produkte sind miteinander verzahnt und mit kleinen hexagonalen CH-Kristallen vermischt, wodurch eine kompakte, nicht poröse Struktur mit guten mechanischen Eigenschaften entsteht60. Die SEM-Studie bestätigte die in dieser Studie erzielten physikalisch-mechanischen Ergebnisse.

REM-Aufnahmen eines gehärteten Nanokomposits aus einer Mischung von CNMFs0,5: (a) nach 7 Tagen, (b) nach 28 Tagen, (c) nach dem Brennen bei 300 °C und (d) nach dem Brennen bei 800 °C.

Die Auswirkung des Brennens bei 300 und 800 °C und des Abkühlens an der Luft auf die Mikrostruktur dieser Verbundstoffe ist im REM-Bild, Abb. 20c,d, dargestellt. Die aus 90 OPC-10RAS-0,5NMFs hergestellten Proben zeigten eine stabile Mikrostruktur mit guter thermischer Beständigkeit im Vergleich zu Kontrollproben (reines OPC), wenn sie den gleichen Bedingungen ausgesetzt wurden. Der Einschluss von NMF-Partikeln in diesem Verbundwerkstoff erhöht aufgrund seiner magnetischen Natur seine Widerstandsfähigkeit gegen thermischen Abbau47. Die Verbesserung der Mikrostruktur dieser Mischung korreliert auch mit dem Vorhandensein von RAS, wie bereits erwähnt.

In diesem Artikel wird über die Auswirkungen des Einschlusses von MnFe2O4-Spinell-Nanopartikeln auf die physikalischen, mechanischen, mikrostrukturellen und Zerfallseigenschaften von Verbundwerkstoffen aus OPC und RAS berichtet.

Die Ergebnisse dieser Untersuchung können wie folgt zusammengefasst werden:

Die erzielten Ergebnisse bestätigten die Eignung der Verwendung von RAS-Abfällen als Ersatz für OPC (bis zu 10 %), um Baumaterialien mit verbesserten mechanischen Eigenschaften und Haltbarkeit herzustellen.

Die Einbeziehung unterschiedlicher Dosen von MnFe2O4-Spinell-Nanopartikeln in die OPC-RAS-Pasten fördert die Bildung gehärteter Nanokomposite mit verbesserter physikalisch-mechanischer Leistung und Stabilität gegen Brennen.

Die Ergebnisse verschiedener Tests bestätigten, dass ein Verbundwerkstoff aus 90 % OPC, 10 % RAS und 0,5 % NMF als die beste Wahl für allgemeine Bauanwendungen angesehen werden kann, da er unter allen anderen getesteten Nanokompositen die höchsten Druckfestigkeitswerte und den höchsten RS% nach dem Brennen aufwies.

Aus wirtschaftlicher Sicht ersetzt der Verbundwerkstoff OPC durch einen RAS-Anteil von 10 % bei der Reduzierung der Abfallentsorgungskosten (Deponiesteuer) und bietet eine alternative Verwendung für recycelten, mit Wasser aufbereiteten Pflanzenschlamm, ohne dass die Kosten oder die Qualität beeinträchtigt werden.

TGA/DTG-, XRD- und SEM-Techniken bestätigten die Aktivität von NMF-Partikeln, da sie das Vorhandensein enormer Arten von Hydratationsprodukten (wie MH, CAHs, MnCSH, CFSH, CSHs, AFt, AFm, CASHs und CFH) zeigten. Diese Produkte erhöhten die mechanische Beständigkeit und die Zersetzungsbeständigkeit der Nanokomposite beim Brennen.

Alle im Rahmen dieser Studie generierten oder analysierten Daten sind auf Anfrage bei allen Autoren dieses Artikels erhältlich.

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Abteilung für Umweltwissenschaften und industrielle Entwicklung, Fakultät für Postgraduiertenstudien für fortgeschrittene Wissenschaften (PSAS), Beni-Suef-Universität, Beni-Suef, Ägypten

OA Mohamed

Abteilung für Materialwissenschaft und Nanotechnologie, Fakultät für Postgraduiertenstudien für fortgeschrittene Wissenschaften (PSAS), Beni-Suef-Universität, Beni-Suef, Ägypten

SI El-dek

Chemieabteilung, Fakultät für Naturwissenschaften, Ain Shams Universität, Kairo, Ägypten

SMA El-Gamal

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Beispiel einer CRediT-Autorenerklärung: OAM-Konzeptualisierung, Schreiben – Vorbereitung des ursprünglichen Entwurfs, Methodik, Ressourcen, Untersuchung, Software, Schreiben – Überprüfung und Bearbeitung, Visualisierung. SMAE: Konzeptualisierung, Überwachung, Visualisierung, Validierung, Untersuchung, Schreiben – Überprüfen und Bearbeiten. SIE: Konzeptualisierung, Ressourcen, Untersuchung. Alle Autoren haben das endgültige Manuskript gelesen und genehmigt.

Korrespondenz mit OA Mohamed.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Mohamed, OA, El-dek, SI & El-Gamal, SMA Mechanische Leistung und thermische Stabilität von ausgehärteten, aus Portlandzement recycelten Schlammpasten, die MnFe2O4-Nanopartikel enthalten. Sci Rep 13, 2036 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-29093-y

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Eingegangen: 14. Dezember 2022

Angenommen: 30. Januar 2023

Veröffentlicht: 04. Februar 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-29093-y

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