水玻璃模数对AAS砂浆自收缩的影响

郑登登，季 韬，王国杰

(1.福建江夏学院 工程学院，福建 福州 350108； 2.福州大学 土木工程学院， 福建 福州 350108)

粒化高炉矿渣是高炉冶炼生铁时的副产品。碱矿渣水泥(AAS)是通过采用碱激发剂激发矿渣获得的一种胶凝材料。碱矿渣水泥不仅能够充分利用矿渣、降低能源消耗和CO2的排放，而且强度高、耐腐蚀，其抗冻性、抗渗性和耐火性均优于普通硅酸盐水泥(OPC)[1]。与抗压强度相近的OPC混凝土相比，AAS混凝土降低了73%的CO2排放，43%的能源消耗和25%的水消耗[1]。因此，AAS被誉为二十一世纪最具开发潜力的胶凝材料，但较大的自收缩限制了AAS在实际工程中的应用[2]。

Neto等[3]测量了水胶比为0.48，碱掺量为2.5%～4.5%，模数为1.7的水玻璃为激发剂的AAS砂浆的自收缩，得出AAS砂浆的自收缩随着碱掺量的提高而增大的结论。并认为这是由于碱掺量的增大提高了AAS的水化度，进而提高了中孔孔隙率。Allahverdi等[4]测量了水胶比为0.26，碱掺量为1%～6%，模数为0.6的水玻璃为激发剂的AAS砂浆的自收缩，得出了与Neto等[3]相同的结论，并且将AAS砂浆自收缩增大的原因归结为碱掺量的增大使得水化度提高和孔结构细化。

Cartwright等[5]测量了溶矿体积比为1.3，NaOH(2 mol/L和4 mol/L)和水玻璃(Ms=0.41和Ms=1.22)为激发剂的AAS砂浆的自收缩，得出了碱掺量的增大和水玻璃模数的提高都会提高AAS砂浆自收缩的结论，并将AAS砂浆自收缩增大原因归结为孔结构细化、硬化浆体刚度降低以及更大的化学收缩，但其在文章最后提出徐变也可能对AAS砂浆的自收缩有较大影响。

Sakulich等[6]的试验结果表明，利用预湿轻骨料的内养护作用能有效减小AAS混凝土的自收缩，且在高碱性条件下该作用更为显著。Song等[7]的试验结果表明，高吸水性聚合物的内养护作用有效减小了AAS砂浆的自收缩。

Sakulich等[6]和Song等[7]研究了内养护对AAS胶凝材料自收缩的改善作用，但未提出AAS胶凝材料自收缩机理。Allahverdi等[4]和Neto等[8]沿用OPC胶凝材料自收缩研究思路，从孔结构细化角度解释AAS砂浆自收缩的机理。仅Cartwright等[5]提出蠕变也可能对AAS砂浆的自收缩有较大影响，但未对其进行证实。

本文在碱掺量为2%～8%，水玻璃模数为0～1.2的范围内，研究了不同碱掺量时水玻璃模数对AAS砂浆自收缩的影响，并结合微观试验数据对其机理进行了讨论。在传统OPC水泥基材料收缩研究[9-10]的基础上提出了AAS砂浆收缩研究的新角度。

1 试 验

1.1 试验原料

矿渣：采用的矿渣为福建省闽宏建材实业有限公司提供，其性能指标如表1所示，主要化学成分如表2所示。

表1 矿渣性能指标

表2 矿渣主要化学成分

细骨料：采用闽江河砂。细骨料的技术指标如表3所示。

表3 细骨料的技术指标

碱激发剂：采用的NaOH纯度为99%。采用的水玻璃中硅酸钠含量为37.00%，SiO2含量为27.76%，Na2O含量为9.24%。

拌和用水：本试验所用水为福州地区的自来水。

1.2 碱矿渣水泥配方

碱矿渣水泥配方如表4所示。净浆和砂浆试件的水胶比均为0.4，其中，砂浆试件胶砂比为1∶2。表4中，mNa2O和mslag分别为水玻璃掺量(以Na2O质量计)和矿渣质量。

1.3 试验方法

为了避免不同配方AAS硬化浆体热膨胀系数不同产生的自收缩值计算误差，砂浆自收缩试验参考Lee等[11]的砂浆自收缩测试方法，该法采用截面 尺寸较小的试件，可使试件内部温度与环境温度较快达到平衡。试件尺寸为25 mm×25 mm×280 mm[12]，每组制作3个试件。试件浇筑后立即进行双层密封处理，内密封层为聚乙烯薄膜，外密封层为铝箔。试样浇筑24 h后拆模，拆模后立即对试件再次进行双层密封处理。试件放置在(20±0.3)℃的恒温实验室。试件长度测量方法参照ASTM C490[12]，采用比长仪进行测量。测量时间持续252 d。

表4 碱矿渣水泥配方

孔结构分析(MIP)采用美国康塔公司生产的PoreMaster-60型全自动压汞仪；红外光谱分析(FTIR)采用美国Nicolet公司生产的is50型傅立叶变换红外光谱仪；同步热分析(TG-DSC)采用德国NETZSCH公司生产的STA449C型同步热分析仪；X射线粉末衍射分析(XRD)采用荷兰PANalytical公司生产的X'Pert PRO型X射线粉末衍射仪；固体核磁共振分析(MAS NMR)采用瑞士Bruker公司生产的AVANCE III 500型全数字化核磁共振波谱仪。29Si化学位移标定采用四甲基硅烷作为外标物，23Na化学位移标定采用NaCl作为外标物。MAS NMR反褶积计算采用Gaussian-Lorentzian函数。

Lmcl可以通过式(1)进行计算[14]

(1)

C-(A-)S-H的Al/Si可以通过式(2)进行计算[14]

(2)

由于水玻离中含有Si，α采用式(3)进行计算[13]

(3)

23Na MAS NMR可以用于研究AAS硬化浆体中Na+的不同状态[17]。其中，化学位移为-13 ppm～-10 ppm附近的Na2为吸附Na+。吸附Na+包括用于平衡铝氧四面体电荷的Na+、C-(A-)S-H颗粒表面吸附Na+以及C-(A-)S-H层间吸附Na+[17]。

2 试验结果

2.1 自收缩

AAS砂浆自收缩试验结果如图1所示。图1中，当碱掺量相同时，除了N2M0.4组AAS砂浆自收缩值在200 d龄期附近超过N2M0.8组外，各组AAS砂浆均呈现自收缩值随水玻璃模数的提高而增大的规律。当模数为1.6时，不同碱掺量的试验组AAS砂浆252 d自收缩值为N2M1.6(3 283.71 με)

2.2 微观试验和分析

2.2.1 孔结构分析(MIP)

图2中，与N4组不同，N4M1.2组除了少数气孔外，大部分的孔都集中在孔径小于20 nm的范围内，且只存在一个尖锐的峰，说明水玻璃模数提高至1.2后，毛细孔发生显著细化。N4M1.2组的最可几孔径由8.51 nm(28 d)移动到7.77 nm(56 d)，同时，最可几孔径对应的峰值随龄期的增长有所下降。此外，56 d龄期时小于6 nm的孔的孔隙率低于28 d龄期时小于6 nm的孔的孔隙率，说明N4M1.2组也出现了凝胶孔“塌孔”现象。

胶凝材料的孔可根据直径划分为四大类：无害孔(<20 nm)、少害孔(20 nm～50 nm)、有害孔(50 nm～200 nm)和多害孔(>200 nm)，其中，有害孔和多害孔的孔隙率越高，胶凝材料的强度越低。表5中，随着龄期的增长，各组AAS净浆总孔隙率和平均孔径均有所减小，孔径分布也更加细化。与28 d孔结构数据相比，N4组56 d净浆总孔隙率降低了4.50%，平均孔径减小了10.40%；N4M1.2组56 d净浆总孔隙率降低了4.26%，平均孔径减小了6.47%。

当水玻璃模数由0提高到1.2时，与N4组净浆孔结构数据相比，N4M1.2组28 d净浆总孔隙率降低了20.10%，平均孔径减小了59.46%；N4M1.2组56 d净浆总孔隙率降低了19.89%，平均孔径减小了57.68%。

图1AAS砂浆自收缩(W/B=0.4S/B=2∶1)

图2 AAS净浆孔径分布曲线(W/B=0.4 Na2O=4%)表5 AAS净浆总孔隙率、平均孔径和孔径分布

2.2.2 红外光谱分析(FTIR)

图3为N4组和N4M1.2组AAS净浆28 d和56 d的红外分析结果。图3中，模数由0提高到1.2后，波数为3 641 cm-1～3 652 cm-1的吸收峰消失了，该处吸收峰是由Ca(OH)2中OH-的伸缩振动引起。说明降低初始钙硅比后，水化产物中的不再有Ca(OH)2。波数为3 444 cm-1～3 474 cm-1的吸收峰是由O—H的伸缩振动引起，波数为1 640 cm-1～1 652 cm-1的吸收峰是由H—O—H的弯曲振动引起，这两处的峰强度越高说明水化产物越多。N4M1.2组28 d和56 d龄期的水化产物都比相应龄期N4组明显增多。波数为1 384 cm-1～1 468 cm-1的吸收峰是由[CO3]2-的伸缩振动引起，波数为896 cm-1～897 cm-1的吸收峰是由[CO3]2-的弯曲振动引起。模数从0提高到1.2后，波数为896 cm-1～897 cm-1的吸收峰几乎消失，说明AAS浆体碳化程度显著下降。这是由于模数从0提高到1.2后，AAS浆体变得更加致密。

波数为952 cm-1～973 cm-1的吸收峰是由低聚合度硅酸盐中的T—O—T(T为C—S—H中的硅氧四面体或铝氧四面体)的伸缩振动引起。N4组该峰由28 d的952 cm-1移动到56 d的954 cm-1，N4M1.2组该峰由28 d的970 cm-1移动到56 d的973 cm-1，说明C-(A-)S-H的Ca/Si降低，聚合度提高[18]，同时C-(A-)S-H的密实度增加。28 d和56 d龄期时，N4M1.2组在该吸收峰的波数均高于相应龄期N4组，说明模数从0提高到1.2后提高了水化产物中C-(A-)S-H的聚合度。N4M1.2组从28 d到56 d龄期该峰位移大于N4组，说明模数从0提高到1.2后，C-(A-)S-H聚合度随龄期增长的提高幅度随之增大。此外，各组在1 200 cm-1附近没有明显的吸收峰，说明硅链中不存在Q3，即硅链均为一维链状结构[19]。

波数为665 cm-1～669 cm-1的吸收峰是由铝氧四面体中Al—O键的伸缩振动引起，说明部分硅氧四面体中的硅被铝替代。波数为449 cm-1～456 cm-1的吸收峰是由C-(A-)S-H中的Si—O—Si和O—Si—O的弯曲振动引起。波数为617 cm-1的吸收峰是由水滑石中Al—O和Mg—O的弯曲振动引起，说明水玻璃作为激发剂的AAS浆体水化产物中存在类水滑石。

图3AAS净浆红外分析结果(W/B=0.4Na2O=4%)

2.2.3 热同步分析(TG-DSC)

图4为N4组和N4M1.2组56 d龄期的TG-DSC-DTG曲线。图4中，N4组和N4M1.2组的DTG曲线与DSC曲线的吸热峰较为吻合。N4组和N4M1.2组在250℃前均有一个强吸热峰。N4组对应强吸热峰的峰值位于106.0℃，该范围内失重为8.37%；N4M1.2组对应强吸热峰的峰值位于107.1℃，该范围内失重为9.25%。该峰是由C-(A-)S-H、AFt、AFm等脱水引起。N4组该范围内失重小于N4M1.2组，说明N4组水产物数量比N4M1.2组少。

N4组和N4M1.2组在300℃～400℃间均有一个吸热峰。N4组对应吸热峰的峰值位于373.0℃，该范围内失重为3.91%；N4M1.2组对应吸热峰的峰值位于379.6℃，该范围内失重为3.51%。该吸热峰为类水滑石层板羟基和层间碳酸根或其他阴离子的脱除引起，其峰位与类水滑石的Mg/Al有关。N4M1.2组在该范围失重小于N4组，说明随着水玻璃模数的提高，水化产物中类水滑石的生成量减小。

N4M1.2组在450℃附近未出现明显的吸热峰。说明N4M1.2组水化产物中没有Ca(OH)2。这与FTIR分析结果(见图3)一致。N4M1.2组在600℃～800℃间没有明显的吸热峰，说明AAS浆体未发生显著碳化。DSC曲线中900℃后的吸热峰和放热峰为其他固相变化。

图4AAS净浆TG-DSC-DTG曲线(W/B=0.4Na2O=4%)

2.2.4 X射线粉末衍射分析(XRD)

图5为N4组和N4M1.2组28 d和56 d龄期的XRD图谱。图5中，水玻璃为激发剂的AAS净浆中有C-S-H(I)(calcium silicate hydrate，PDF# 34-0002)、类水滑石(Hydrotalcite-type Phases，PDF# 35-1275)和少量水榴石(Hydrogarnet，PDF# 32-0147)、钙矾石(Ettringite，PDF# 41-0217)等水化产物，少量碳化产物方解石(Calcite，PDF# 47-1743)以及未水化矿渣中的镁黄长石(Akermanite，PDF# 35-0592)[20]。与N4组相比，N4M1.2组所有水化产物的衍射峰都有所减弱。此外，N4M1.2组图谱中氢氧钙石的衍射峰完全消失，说明水化产物没有氢氧钙石，这与FTIR(见图3)和TG-DSC(见图4)分析结果一致。与N4组相比，N4M1.2组图谱中方解石特征峰明显减小，说明水玻璃模数由0提高到1.2后，AAS净浆碳化程度显著减小。

White等[21]研究发现，C-S-H(I)的d(002)衍射峰随其钙硅比的降低而降低，由氢氧化物激发的AAS能形成较明显的d(002)衍射峰，而采用硅酸盐激发的AAS不能形成较明显的d(002)衍射峰。Hpital等[22]的也发现C-(A-)S-H的Ca/Si低于0.8时，不再有明显的d(002)衍射峰。N4M1.2组XRD图谱与White等[21]和Hpital等[22]研究结果一致，未发现明显的C-S-H(I)的d(002)衍射峰。

图5AAS净浆XRD分析结果(W/B=0.4Na2O=4%)

2.2.529Si固体核磁共振分析(29Si MAS NMR)

图6为N4组和N4M1.2组AAS净浆28 d和56 d龄期的29Si MAS NMR图谱和反褶积分析结果。图6中，与N4组类似，N4M1.2组AAS净浆中的Si主要以未水化矿渣中的Q0和Q1slag以及水化产物C-(A-)S-H中的Q1、Q2(1Al)和Q2的形式存在。Q2(1Al)的出现说明硅链中部分硅氧四面体中的硅被铝替代。图谱中未出现明显的Q3和Q3(1Al)特征峰，说明硅链没有Cross-link结构，即硅链为一维链状结构，这与FTIR(见图3)分析结果一致。

表6为N4组和N4M1.2组AAS净浆28 d和56 d龄期29Si MAS NMR图谱的反褶积分析计算结果。表6中，N4M1.2组28 d和56 d龄期的MCL分别为8.74和9.27。由于硅链是由3n-1个硅氧四面体组成[23]，说明N4M1.2组AAS净浆水化产物中的C-(A-)S-H硅链主要由八聚体构成。

与N4组计算结果相比，N4M1.2组28 d和56 d的MCL分别提高了53.06%和53.48%，修正了水玻璃引入的硅酸根离子的影响后，计算得到的矿渣水化度与N4组相近，这与Saot等[13]的试验结果一致。与28 d龄期计算结果相比，56 d龄期时，N4组MCL提高了5.78%，水化度提高了6.01%；N4M1.2组MCL提高了6.06%，水化度提高了8.64%。此外，N4M1.2组的Al/Si略高于N4组，这与Saot等[13]的试验结果一致。

图6 AAS净浆29Si MAS NMR图谱和反褶积分析结果(W/B=0.4 Na2O=4%)表6 C-(A-)S-H硅链的Al/Si、MCL和矿渣的水化度(α)

2.2.623Na固体核磁共振分析(23Na MAS NMR)

图7为N4组和N4M1.2组AAS净浆56 d龄期的23Na MAS NMR图谱和反褶积分析结果。图7中，N4M1.2组Na2峰面积占总面积的8.48%，大于N4组的8.00%。由于N4组与N4M1.2组的碱掺量相同(均为4%)，说明水玻璃模数由0提高到1.2后，吸附Na+数量增加了6%。这与Garcia等[24]的研究结论一致。

3 机理讨论

3.1 水化产物和水化度

FTIR(见图3)和XRD(见图5)分析结果均表明，与28 d龄期时相比，N4组和N4M1.2组56 d水化产物种类均未发生明显变化，说明与28 d龄期时相比，56 d时没有新种类水化产物生成。碱掺量为4%时，水玻璃模数由0提高到1.2后，水化产物中不再有氢氧钙石晶体。这是由于水玻璃模数的提高引入了更多硅酸根离子，与溶液中的Ca2+等反应生成C-(A-)S-H，使得溶液中的Ca2+浓度降至低于其饱和浓度，无法析出氢氧钙石晶体。TG-DSC(见图4)分析结果表明，将碱掺量为4%的AAS浆体中水玻璃模数由0提高到1.2后，56 d龄期水化产物数量有所增加。但由于水玻璃引入了硅酸根离子，这不能说明水玻璃模数提高加速了矿渣的水化反应。

图7AAS净浆23NaMASNMR图谱和反褶积分析结果(W/B=0.4Na2O=4%)

FTIR(见图3)、TG-DSC(见图4)和XRD(见图5)分析结果均表明，将碱掺量为4%的AAS净浆中水玻璃模数由0提高到1.2后，AAS净浆的碳化程度显著减小，这是由于更多水化产物的生成使得AAS浆体更加密实，有效阻止了CO2进入AAS浆体内部。XRD(见图5)分析结果表明，当碱掺量为4%的AAS浆体中水玻璃模数由0提高到1.2时，各主要水化产物特征峰均有所减弱。这是由于水玻璃中的硅酸根离子降低了水化产物的结晶度[25]。

3.2 孔结构

MIP(见图2、表5)分析结果显示，随着龄期的增长，N4M1.2组总孔隙率下降，平均孔径减小，孔结构细化。这是由于随着龄期的增长，水化产物增多，使得毛细孔细化。56 d龄期时，在小于6 nm的孔径范围内，N4M1.2组的孔隙率小于28 d时对应孔径范围的孔隙率。说明水玻璃作为激发剂的AAS浆体也出现了凝胶孔“塌孔”现象。

将碱掺量为4%的AAS净浆中水玻璃模数由0提高到1.2后，AAS净浆总孔隙率下降，平均孔径减小，孔结构细化。这是由于水玻璃模数提高引入的硅酸根离子与溶液中的Ca2+等反应生成更多C-(A-)S-H填充了孔隙。N4M1.2组孔径>200 nm的孔隙率大于N4组，可能是由于试块制作过程中残留气孔所致。孔结构细化能够为自收缩提供更强的驱动力(毛细管力)。

3.3 硅链的MCL和Al/Si

29Si MAS NMR分析(见图6)及反褶积计算(见表6)结果显示，N4M1.2组水化产物中的C-(A-)S-H为一维链状结构，其28 d和56 d龄期的MCL分别为8.74和9.27，即硅链主要由八聚体构成。Q2(1Al)特征峰的出现说明各组均有部分硅氧四面体中的Si被Al替代。随着龄期的增长，各组的MCL均有所增长，说明随着龄期的增长，各组水化产物中的C-(A-)S-H的聚合度均有所提高，这与FTIR(见图3)分析结果一致。部分关于水玻璃作为激发剂的AAS的文献中29Si MAS NMR图谱出现Q3和Q3(1Al)[16]，这可能与所采用矿渣的Ca/Si等特性的不同有关。

表6中，N4M1.2组MCL远大于N4组，说明将碱掺量为4%的AAS净浆中水玻璃模数由0提高到1.2后，MCL大幅增长。与N4组相比，N4M1.2组采用相同的碱掺量和水胶比，且所采用矿渣也相同；不同的是水玻璃模数提高到1.2后引入了大量硅酸根离子，降低了AAS净浆初始Ca/Si，使得生成的C-(A-)S-H的Ca/Si低于N4组。由于MCL随着Ca/Si的降低而增长[23]，水玻璃模数由0提高到1.2后，AAS中C-(A-)S-H的MCL大幅增长。

与28 d龄期计算结果相比，56 d龄期时，N4M1.2组MCL增长了6.06%(大于N4组的5.78%)，即N4M1.2组28 d～56 d的MCL增长率高于N4组4.93%。说明水玻璃模数的提高会使AAS聚合度提高速度加快。溶液中的Ca2+会与碱金属阳离子竞争补偿硅链去质子化羟基上的负电荷。在竞争中，正二价碱土金属阳离子(如Ca2+、Mg2+)比正一价碱金属阳离子(如Na+、K+)更有优势[26]。因此，孔隙液中的Ca2+浓度高时会抑制碱金属阳离子的吸附。Ca2+浓度降低为Na+提供了更多被吸附的机会。水玻璃模数的提高降低了AAS浆体的初始钙硅比，进而降低了水化产物中C-(A-)S-H的钙硅比，而C-(A-)S-H的钙硅比与孔隙液中的Ca2+浓度存在着动态平衡，使得溶液中Ca2+浓度越低，即水玻璃模数提高引入的硅酸根离子消耗了更多的Ca2+。因此，水玻璃模数提高会使更多的Na+被C-(A-)S-H吸附(见图7)，进而提高C-(A-)S-H的重组(式(4))概率，加速C-(A-)S-H聚合度的提高(见表6)。这与FTIR(见图3)分析结果一致。C-(A-)S-H聚合度的提高使得C-(A-)S-H的密实度增加[27]，AAS浆体表观体积减小。

(4)

将碱掺量为4%的AAS净浆中水玻璃模数由0提高到1.2后，AAS浆体中C-(A-)S-H的Al/Si略有提高(见表6)。这是由于水玻璃模数的提高使得AAS中C-(A-)S-H的MCL大幅增长(见表6)，即桥位硅氧四面体所占比例增大，根据量子化学从头算法的计算结果[28]，Al进入硅链的机会将变大。但由于水玻璃模数的提高引入了更多的硅酸根离子，生成更多的C-(A-)S-H，而矿渣中的Al有限，因此，AAS浆体中C-(A-)S-H的Al/Si不会大幅提高。正三价的Al替代硅氧四面体中正四价的Si所产生的负电荷也需要吸附Na+来平衡，因此，Al/Si的提高也会增加吸附Na+数量，加速C-(A-)S-H聚合度的提高(见表6)。

考虑了水玻璃模数提高引入的硅酸根离子的影响，通过式(3)计算得到的N4M1.2组28 d和56 d水化度与N4组相近。说明碱掺量为4%时，在本试验模数范围内，水玻璃模数的提高对矿渣的水化度没有显著影响(见表6)。

3.4 自收缩

当碱掺量相同时，除了碱掺量和水玻璃模数均最低的N2M0.4组外，各组均呈现AAS砂浆自收缩值随水玻璃模数的提高而增大的规律(见图1)。这是因为碱掺量相同时，水玻璃模数的提高使得水化产物增多，细化了毛细孔(见图2、表5)，增大了毛细管力，为AAS砂浆的自收缩提供了更大的驱动力。随着水玻璃模数的提高，AAS浆体中氢氧钙石晶体数量减少(见图3、图5)，这使得AAS砂浆更容易发生变形。此外，水玻璃模数的提高，加速了C-(A-)S-H聚合度的提高(见表6)，进而使得C-(A-)S-H的密实度增加[27]，AAS浆体表观体积减小。

碱掺量越低，水玻璃模数对AAS砂浆早期自收缩的提高越显著。这是因为：碱掺量较低时，矿渣早期水化度较低，溶出的少量Ca2+与水玻璃引入的硅酸根离子反应生成Ca/Si较低的C-(A-)S-H，而Ca/Si越低的C-(A-)S-H弹性模量越低[5]，使得AAS砂浆在毛细管力作用下发生较大早期自收缩，随着龄期的增长，矿渣水化度逐渐提高，C-(A-)S-H的Ca/Si也逐渐提高。

4 结 论

(1) 由于激发剂提高了孔隙液pH值并引入了大量Na+，使得AAS砂浆的自收缩不仅与传统OPC砂浆自收缩研究中关注的孔结构有关，还与水泥石中晶体数量和C-(A-)S-H聚合度的提高速度有关。此外，“塌孔”也是AAS砂浆产生自收缩的重要原因之一。

(2) 碱掺量为4%，水玻璃模数由0提高到1.2时：矿渣水化度没有显著变化，但水化产物数量增加，水化产物中氢氧钙石减少；AAS净浆28 d净浆总孔隙率降低了20.10%，平均孔径减小了59.46%；56 d总孔隙率降低了19.89%，平均孔径减小了57.68%；吸附Na+总量提高了6%；Al/Si略有提高；28 d和56 d的MCL分别提高了53.06%和53.48%，28 d～56 d的MCL增长率提高了4.93%。

(3) 水玻璃模数的提高使得：水化产物数量增加，孔结构细化，增大了毛细管力，即增大了自收缩驱动力；氢氧钙石减少，降低了AAS浆体抵抗变形的能力；增加了吸附Na+总量，进而加快了C-(A-)S-H聚合度的提高速度，加速了C-(A-)S-H凝胶密实度的提高和表观体积的减小。

(4) 碱掺量相同时，除了碱掺量和模数均最低的N2M0.4组外，AAS砂浆自收缩值随水玻璃模数的提高而增大。当模数为1.6时，AAS砂浆252 d自收缩值随碱掺量的增大而提高。在水玻璃掺量为2%～4%，模数为0.4～1.6范围内，当碱掺量为8%，水玻璃模数为1.6时，AAS砂浆252 d自收缩值最大，其自收缩值达到3 517.91 με。此外，水玻璃模数越高，AAS砂浆自收缩早期发展快后期发展慢的特征越显著。碱掺量越低，水玻璃模数对AAS砂浆早期收缩的提高越显著。