现阶段，为了应对土地资源不足现状及复杂地形区域长距离交通直线化与高速化需求，新型建筑结构向着“更高、更深、更长”的趋势发展，例如超高层结构、复杂地下结构与跨海隧道等正在大规模发展与应用. 这些新兴结构给人们带来便利的同时也带来了诸多挑战，火灾便是影响其安全运营最主要的灾害之一.

对比火灾造成的混凝土结构力学强度衰减问题，热致损伤演化引起的结构耐久性退化问题更为恶劣. 混凝土在经历高温暴露后，损伤不断积累导致材料密实性逐渐降低^[1-3]，介质运输能力随之显著提高，显著削弱了对钢筋的保护作用，对结构耐久性产生影响^[4]. 王海龙等^[5]发现，混凝土高温后抗压强度随温度增加呈先升后降的趋势，而其氯离子扩散系数则不断增大，到800 ℃时，其强度较常温下降了56.9%，而耐久性已基本丧失. 姜福香等^[6]发现，低于300 ℃时混凝土抗压强度无明显变化，而其抗渗能力明显衰减. Persson^[7]表明，在600 ℃时，混凝土孔隙率增长50%以上，此时氯离子扩散性提高10倍或更高.

目前，国内外学者针对混凝土高温劣化问题提出了不少技术措施，主要包括：防火涂料^[8]、有机纤维^[9]、引气混凝土^[10]及耐火骨料^[11]的应用等. 然而，其中有些技术在起到改善耐火性能的同时，也给混凝土结构的力学性能和耐久性带来了不可忽视的负面影响. 张文潇^[12]表明，纤维的使用显著提高了混凝土抗高温爆裂能力，但纤维熔融形成的大量孔隙会导致力学性能降低；Holan等^[13]发现，引气混凝土的高温爆裂性能明显改善，但在400、600 ℃时，其抗压强度损失率较非引气混凝土分别增加了10.10%、13.56%；孙华琦等^[14]发现，聚丙烯纤维的掺加对高温后混凝土抗渗透性能起到一定改善作用，然而随着纤维质量分数的增加，其耐久性退化愈加明显. 因此，兼顾混凝土耐久性与强度稳定性是开展混凝土耐火设计的必要前提，寻求一种具有温度稳定性和强度稳定性的外掺材料，在提升混凝土抗高温损伤的同时，保证混凝土抗介质传输性能是解决上述问题的一种可行性方案，而具有造孔稳定、温度稳定和强度稳定的玻化微珠（glazed hollow bead, GHB）^[15]为解决该问题提供了一种可能.

研究表明^[15-16]，将GHB作为保温骨料掺入混凝土，通过合理的施工工艺，不仅可以达到与普通混凝土同等的强度等级，而且可以有效缓解混凝土在高温下的结构开裂与孔隙粗化，在改善混凝土高温性能方面彰显出积极意义. 然而，当前基于高温后玻化微珠保温混凝土（glazed hollow beads insulation concrete, GIC）耐久性的试验研究仍为空白，掺有GHB混凝土的耐久性变化特征尚不可知. 基于此，本研究以电通量为指标，对不同高温后GIC的抗氯离子渗透性能进行评价，结合混凝土热裂纹演化特征，揭示GHB对改善高温环境混凝土抗氯离子侵蚀性能的积极贡献，定量分析热裂纹损伤程度与渗透性劣化之间的关联特征，进一步引入高温劣化系数以建立可以实现由混凝土热致开裂损伤直观表征混凝土抗氯离子侵蚀能力的高温环境氯离子渗透性预测模型. 该研究有助于改善建筑结构高温性能劣化问题，为实现灾后混凝土结构性能评估提供理论基础.

试验所用胶凝材料为P·O 42.5普通硅酸盐水泥和硅灰（silica fume, SF），其烧失量分别为2.69%、2.30%，氯离子质量分数依次为0.031%、0.100%，性能指标满足国家标准GB 175—2007 ^[17]、GB/T 27690—2011 ^[18]要求，其余相关参数如表1所示. 表中， $ \rho $为密度， $ {a_{\text{s}}} $为比表面积， $ {H_{7{\text{d}}}} $为7 d活性指数， $ {R_{\text{c}}} $为水泥胶砂强度. 试验所用细骨料采用0.15~5.00 mm的河砂，粗骨料采用粒径为5~16 mm的天然碎石，由天然岩石（石灰石）经压碎制成，相关性能参数如表2所示. 表中， $ {\rho _{\text{L}}} $为堆积密度； $ {\delta _{\text{j}}} $为质量损失率，是反映砂石坚固性的指标，其值由硫酸钠溶液法确定； $ {w _{\text{c}}} $为粗骨料中直径小于0.020 mm部分的质量分数； $ {\delta _{\text{a}}} $为压碎指标； $ {w _{{\text{wa,24h}}}} $为粗骨料在水中浸泡24 h所增加重量的百分比； $ {w _{{\text{cl}}}} $为氯离子质量分数. 试验所用玻化微珠由玻璃熔岩矿石经高温膨胀和玻璃化制成，如图1所示，粒径为0.5~2.5 mm，是一种内部为多孔结构、外观呈不规则球形的无机材料^[15]，其物理性能如表3所示. 表中， $ p $为筒压强度， $ \lambda $为导热系数， $ {w _1} $和 $ {w_2} $分别为成球率和表面玻化率. 为了获得较好的和易性，使用减水率（在混凝土坍落度基本相同时，不掺减水剂的混凝土和掺有减水剂的受检混凝土单位用水量之差与不掺减水剂混凝土单位用水量之比）为28%、气体体积分数为2.4%的聚羧酸高效减水剂.

为了明确玻化微珠保温混凝土高温后抗氯离子侵蚀性能退化特征，试验选用强度等级均为C55的玻化微珠保温混凝土（GIC）、硅灰混凝土（silica fume concrete, SFC）和普通混凝土（normal concrete, NC）进行对比研究，配合比信息如表4所示. 表中， $ {m_{\text{g}}} $、 $ {m_{\text{s}}} $、 $ {m_{\text{c}}} $、 $ {m_{{\text{GHB}}}} $分别为每立方米混凝土中石子、砂、水泥、GHB的质量， $ {w_{{\text{SF}}}} $为硅灰所取代水泥的质量分数、 $ {w _{\text{a}}} $为减水剂剂量占胶凝材料总量的质量分数， $ w/c $为水胶比， $ {f_{{\text{cu,28d}}}} $为28 d立方体抗压强度. 考虑到氯离子渗透试验所需试件尺寸较小，为了保证测试试件内部材料的均匀性，试件制备采用 $\text{ϕ} $ 100 mm×200 mm的试模进行装模，成型后拆模并在标准养护环境下养护28 d，依据规范GB/T 50082—2009 ^[19]，在测试前7 d将 ϕ 100 mm×200 mm的试件加工成 ϕ 100mm×50 mm的试件，后继续标准养护至指定龄期. 此外，为了确定混凝土强度等级，试验制备了100 mm×100 mm×100 mm的立方体试样. 各混凝土试件在28 d时的立方体抗压强度如表4所示，其值由100 mm×100 mm×100 mm立方体试样强度测量值乘以强度尺寸换算系数（0.95）计算所得.

本次试验采用加热能力为1250 ℃的SX2-16-10高温箱式电阻炉加热各混凝土试样. 加热速率为5 ℃/min，初始温度为20 ℃，目标温度分别为100、200、300、400、500、600、700、800 ℃. 由于混凝土本身为热惰性材料，热传导性能差，为了使试件在高温下内外加热均匀，到达目标温度后恒温4 h，然后以5 ℃/min的速度进行冷却. 当温度降至100 ℃以下时，将炉门打开，自然冷却至室温.

为了区分暴露在不同温度下的试件，根据暴露温度对其进行编号. 以“GIC-300”、“NC-400”和“SFC-500”为例，“GIC-300”表示暴露在300 ℃高温下的GIC试件，“NC-400”表示暴露在400 ℃高温下的NC试件，“SFC-500”表示暴露在500 ℃高温下的SFC试件.

试验依据ASTM C1202^[20]中电通量法进行高温后混凝土氯离子渗透性能检测，试验装置如图2所示. 为了保证后续测试的顺利进行，在试验前，将加热后的试件取出并用砂纸打磨光滑，随后采用固化型防水密封胶进行周边密封（不包含进行氯离子检测试验的前、后2面），同时须注意应当对密封区域存在的孔洞、裂缝缺陷进行填补，密封完成后将试件置于通风干燥处静置24 h.

随后进行真空饱水，并开始进行电通量测试. 在检测时，向夹具两端施加60 V直流恒电压，每隔15 min采集一次电流值，直至通电6 h. 结束后，绘制时间-电流曲线，对曲线进行面积积分，以获得总电通量：

(1) $ Q = \int_0^{360} {I(t){\rm{d}}t} . $

式中：Q为总电通量，I(t)为电流，t为时间.

在电通量试验结束后，将试件置于液压机上劈开，后立即采用0.1 mol/L的AgNO₃溶液显色指示剂对各试件的断面进行喷涂. 待15min后，对试验数据进行处理并记录，如图3所示，氯离子渗透平均深度表达式如下：

(2) $ H = \frac{1}{7}({x_1}+{x_2}+{x_3}+{x_4}+{x_5}+{x_6}+{x_7}) . $

式中： $ {x_i} $为不同测点位置处的氯离子渗透高度.

混凝土高温后的质量损失率可以在一定程度上反映其内部成分的变化. 基于此，对不同目标温度下试件的质量损失率进行测定，如图4所示. 图中， $ {\delta _{\text{m}}} $为质量损失率， $ \theta $为试验温度. 对比发现，GIC、NC和SFC在高温作用后的质量损失率随温度变化较为相似，各试件质量损失率均随着作用温度的升高不断增加，其高温后质量损失率变化曲线大致可以分为3个阶段：

1）快速损失阶段：2种试件的质量损失率在20~300 ℃时增幅较大，在100℃时，GIC、NC和SFC的质量损失率分别为1.23%、1.70%、1.28%，这一阶段试件的质量损失主要归因于混凝土内部自由水、水化硅酸钙凝胶（C-S-H）层间水、C-S-H和水化硫铝酸盐的部分结合水的散失及AFt/AFm和石膏相的分解^[21].

2）缓慢损失阶段：在300~500 ℃，试件的质量损失率增幅减小，在500 ℃时，GIC、NC和SFC的质量损失率分别为7.52%、7.15%、7.55%，此时各试件的质量损失是由于钙矾石脱水以及凝胶水的蒸发.

3）稳步上升阶段：在500~800 ℃，试件的质量损失率稳步上升，GIC的质量损失率由7.52%升至12.17%，NC的质量损失率由7.15%升至11.68%，SFC的质量损失率由7.55%升至12.93%. 该温度区间质量损失主要包括2个部分. 第1部分损失发生在500~600 ℃，在该温度范围内氢氧化钙（CH）发生脱羟基反应，水泥浆体因为CH的分解进一步失水，混凝土中部分CaCO₃开始分解生成CO₂，而且混凝土中的不稳定聚集体（如砂子、水泥中的石英晶体，含有石英晶体的硅质骨料）在高温下（石英晶体为573 ℃）会从α相转变为β相，相变会引起0.85%体积的突然膨胀从而产生裂纹，一系列反应的进行使得试件密实度降低，内部结构疏松^[22]；第2部分是在700~800 ℃，混凝土中C-S-H、CaCO₃继续分解，质量损失率持续增加，而此时，骨料中的碳酸盐岩石也会由于分解作用产生体积膨胀，从而对混凝土结构造成损伤^[23].

如图5所示为各混凝土试件高温损伤演化过程. 随着温度的升高，各混凝土试件的渗透面表观损伤不断增加，但3种试件的高温损伤程度有所不同. 对比发现，在相同温度条件下，NC试件遭受高温损伤最为严重，而GIC试件和SFC试件损伤程度与NC试件相比均有所减弱，表明玻化微珠和硅灰对改善高温后混凝土的性能均具有一定积极影响. 在100~300 ℃时，各混凝土试件外观完整，有极少量微裂纹；在400~500 ℃时，试件表面微裂纹数量明显增多，但裂纹长度无明显变化. 当温度上升至600~800 ℃时，各混凝土试件表面裂纹数量呈倍数增加，裂纹变长、变粗，微裂纹遍布试件表面. 在低于800 ℃时，相对于NC试件和SFC试件，GIC试件表面微裂纹数量相对较少，裂纹的宽度较小，长度相近；在800 ℃时，各混凝土试件结构完全疏松，大部分骨料与砂浆基体的黏结性能发生严重退化，GIC试件的微裂纹数量大量增加，数量多于其他2种混凝土试件.

氯离子渗透深度尽管不能直接用于混凝土耐久性能设计，但其可用于混凝土抗氯离子渗透的定性参考指标. 如图6所示为各混凝土试件高温后遭受氯离子渗透情况. 可以看出，随着温度的升高，各混凝土试件氯离子渗透深度逐渐增加，并且在某一温度后氯离子完全渗透、覆盖整个试件截面. 在低于300 ℃时，同等温度条件下GIC试件的氯离子渗透深度始终小于NC试件和SFC试件的. 特别在20 ℃和100 ℃时，GIC试件氯离子渗透深度非常小，分别为0.547、1.036 mm，较NC试件（3.467、10.284 mm）和SFC试件（1.434、3.393 mm）依次降低了84.22%、89.93%和61.85%、69.47%，说明玻化微珠的掺加可以减缓常温环境氯离子在混凝土内部的渗透. 随着温度升高，当温度到达300 ℃时，NC试件与SFC试件几乎全部区域遭受到了严重氯离子侵蚀，而此时GIC试件仍有部分区域未遭受氯离子侵蚀. 当温度进一步上升至400 ℃时，各混凝土试件均出现了氯离子贯穿试件整个截面的现象. 可见，GIC试件与其他2种试件相比，抵抗高温环境氯离子侵蚀的能力更为优越. 当温度超过400 ℃时，不论GIC试件还是其他2种试件，氯离子均已完全贯穿整个试件截面，各混凝土试件抗氯离子侵蚀性能大幅度劣化.

库伦电通量是评定混凝土抗氯离子渗透性能优劣的重要指标. 通过混凝土的电荷量越高，混凝土抵抗氯离子侵蚀的能力就越差^[24]. 如图7所示为各混凝土试件高温后电通量变化情况. 可以看出，在常温环境下，GIC试件（Q=97.41 C）的电通量要明显低于NC试件（Q=599.68 C）与SFC试件（Q=224.41 C），较NC试件和SFC试件分别降低了约83.76%、56.59%，表明相对于NC试件和SFC试件，GIC试件在常温环境中表现有非常优越的抗氯离子侵蚀性能. 随着温度的升高，各混凝土试件电通量均呈现出持续增大的趋势，其抵抗氯离子侵蚀的能力也随之降低. 然而，对比可以发现，在相同温度条件下，GIC试件电通量始终处于低于NC试件和SFC试件的状态，且NC试件电通量最高，SFC试件电通量次之，GIC试件电通量最小. 经计算，GIC试件高温后电通量较NC试件和SFC试件依次平均降低了约54.15%、32.69%. 可见，在高温环境中，相对于NC试件和SFC试件，GIC试件仍具有较好的抗氯离子侵蚀性能.

当温度超过500 ℃时，各混凝土试件的电通量增长速率明显增大，混凝土抵抗氯离子侵蚀的能力急剧下降. 如图7所示，在600 ℃时各混凝土试件的电通量为预测值. 由于在实际测试过程中，更高温度作用使得各混凝土试件的电通量均超过电通量仪器测试所能承受的最大容许值，为了避免仪器受损，终止了各混凝土试件在600、700、800 ℃这3个高温环境作用后的电通量测定.

根据ASTM C1202^[20]对各混凝土试件高温后氯离子渗透等级进行划分，如表5所示. 可以看出，随着温度升高，各混凝土试件电通量逐渐增加，其对应氯离子渗透等级逐渐提高. 在相同温度条件下，GIC试件的氯离子渗透性均低于NC试件的，特别是在常温环境下，GIC氯离子渗透性处于一个可以忽略的范围；同时，值得注意的是，SFC试件与GIC试件将“高”氯离子渗透腐蚀风险临界温度由NC试件的300 ℃提高到了500 ℃；而GIC试件将“中等”氯离子渗透风险临界温度由NC试件与SFC试件的200 ℃提高到了300 ℃. 这意味着玻化微珠可以有效提高混凝土所能承受的最大临界温度阈值，有助于改善高温环境混凝土抵抗氯离子侵蚀的能力，对于延长高温极端恶劣环境下混凝土构筑物的使用寿命有着显著积极意义.

对比已有混凝土耐高温性能改善措施，王静^[25]对4种聚丙烯纤维质量分数（0、0.6、1.2 、1.8 kg/m³）下聚丙烯纤维混凝土高温后的氯离子扩散系数进行研究，如表6所示. 表中， $ {w _{{\text{PF}}}} $为纤维质量分数， $ D $为氯离子扩散系数. 在400 ℃时，在适量纤维质量分数范围内（0~1.2 kg/m³），聚丙烯纤维混凝土氯离子扩散系数无明显变化，然而，当纤维质量分数过高时（1.8 kg/m³），聚丙烯纤维不仅不会提高混凝土的抗氯离子侵蚀能力反而会使其耐久性降低. 当温度升至600 ℃时，纤维质量分数为0.6 kg/m³和1.8 kg/m³的聚丙烯纤维混凝土的氯离子扩散系数均较普通混凝土明显升高，抵抗氯离子侵蚀的能力显著降低. Holan等^[13]研究表明，引气剂混凝土中气泡的引入有效改善了混凝土在高温下的爆炸剥落问题，但其高温后残余强度却均低于同等温度条件下的普通混凝土试件，如图8所示. 尽管有研究^[26]表明引气剂的使用对高温下混凝土抗氯离子侵蚀能力的提高有所影响，但是其导致的混凝土强度的衰减使得混凝土结构安全性降低.

相对于聚丙烯纤维与引气剂，玻化微珠的应用不但减少了高温后混凝土的热致损伤，有效提高了混凝土的抗氯离子侵蚀性能，而且课题组前期研究也表明^[15]玻化微珠的加入可以有效改善300~600 ℃高温下混凝土力学强度的劣化问题. 因此，玻化微珠对提高高温后混凝土的综合性能具有显著积极意义.

通过Matlab软件对试件原始图像的热裂纹损伤进行提取，如图9所示，依次进行高斯滤波和降噪处理，随后将图像调整到灰度模式，观测阈值并对图像二值化处理，参考文献[15]中改进的基于自适应阈值法和区域生长法的图像分割技术对图像裂纹进行提取.

如图10所示为各试件热致裂纹的提取结果. 可以发现，随着作用温度升高，各混凝土试件热致裂纹逐渐增多，当温度在200~300 ℃时，试件表面开始衍生细小裂纹. 在500 ℃后，试件表面开裂逐渐加剧，此时，裂纹大多分布在试件边缘部位. 当温度升至800 ℃时，各混凝土试件裂纹数量大幅度增加，各裂纹相互交织，覆盖整个试件表面.

随后通过Image J分析软件对提取到的裂纹进行统计分析，以获取各试件在不同温度作用后的裂纹面积、长度信息. 在裂纹几何的体视学研究中， $ {L_{\rm{s}}} $（比裂纹长度）被普遍用于表征裂纹密度^[27-28]，而裂纹分数 $ V $可以表征二维平面中混凝土基体中裂纹面积的比例^[29]. 因此，基于所获取的高温裂纹信息，对其比裂纹长度和裂纹分数进行计算，其表达式如下：

(3) $ {L_{\rm{s}}} = \frac{1}{A}\sum\nolimits_{i = 1}^n {{l_i}} , $

(4) $ V = 100 \times \sum\nolimits_{i = 1}^n {{a_i}} /A . $

式中： $ {L_{\rm{s}}} $为比裂纹长度， $ A $为试件表面面积， $ {l_i} $为第 $ i $条裂纹的裂纹长度， $ V $为裂纹分数， $ {a_i} $为第 $ i $条裂纹的裂纹面积.

如图11所示为各混凝土试件比裂纹长度和裂纹分数随温度的变化情况. 可以看出，随着温度的升高，各混凝土试件表面比裂纹长度及裂纹分数均不断增加，其增长趋势大致呈抛物线形式，在较低温度作用时（低于300 ℃时），比裂纹长度和裂纹分数增长较为缓慢，随着温度的持续上升（超过300 ℃），各试件比裂纹长度和裂纹分数增长趋势逐渐加剧，在800 ℃时混凝土试件的平均比裂纹长度和裂纹分数分别为0.0563、1.1987%，而300 ℃时试件的平均比裂纹长度和裂纹分数为0.004、0.0786%，前者较后者其比裂纹长度和裂纹分数分别增加了14.08、15.25倍. 可见，在高温作用下，试件开裂损伤劣化不断加剧，且随着温度的升高，试件结构完整性被严重破坏.

进一步分析发现，相对于NC试件和SFC试件，GIC试件在高温后的开裂损伤（比裂纹长度和裂纹分数）均较NC试件和SFC试件的有所减弱. 经计算，GIC试件平均比裂纹长度和平均裂纹分数较NC试件分别降低了19.28%、45.26%，较SFC试件分别降低了11.81%、24.02%. 可见，与NC、SFC相比，GIC表现出更好的抗高温损伤能力.

依据前文计算得到的比裂纹长度和裂纹分数，对比裂纹长度和裂纹分数与温度之间的关系进行分析，如图12所示. 可以看出，随着作用温度的升高，试件比裂纹长度和裂纹分数逐渐增加. 对试验数据进行非线性曲面拟合，得到比裂纹长度、裂纹分数与温度三者之间的关系：

(5) $ \theta = - 718.668\;55\exp \left( { - \frac{{{L_{\rm{s}}}}}{{0.019\;23}} - \frac{V}{{9.381\;28}}} \right)+ 818.668\;55 . $

引入一个高温劣化系数 $ \kappa $综合考虑高温对试件开裂损伤的影响，令

(6) $ \kappa = \frac{{{L_{\rm{s}}}}}{{0.019\;23}}+\frac{V}{{9.381\;28}} , $

则可以得到试件高温劣化系数与作用温度的定量关系：

(7) $ \theta = 818.668\;55 - 718.668\;55\exp \;\left( { - \kappa } \right) , $

即

(8) $ \kappa = \left\{ \begin{gathered} \quad \quad \quad \;\;0,\quad \;\;\; \quad \qquad \quad \quad \theta < 100; \\ \ln\; {\left( {\frac{{818.668\;55 - \theta }}{{718.668\;55}}} \right)^{ - 1}},\quad {\kern 1pt} {\kern 1pt} {\kern 1pt} \theta \geqslant 100. \\ \end{gathered} \right. $

高温劣化系数和裂纹连通性之间有很强的相关性，而裂纹连通性会直接影响到混凝土的氯离子渗透性能. 因此，将高温劣化系数作为裂纹连通性的指标，对高温劣化系数与氯离子渗透深度之间的关联特征进行分析. 如图13（a）所示，随着试件高温劣化系数的增加，其氯离子渗透深度呈现出不断上升的趋势，通过非线性曲线拟合获取试件高温劣化系数与氯离子渗透深度之间的定量关系，其表达式如下：

(9) $ H = 50.053\;95 - 47.227\;61\exp\; \left( { - {\kappa }/{{0.156\;04}}} \right) . $

如图13（b）所示为混凝土试件高温后电通量与其高温劣化系数之间的关系图. 可以看出，随着试件高温劣化系数的增加，混凝土试件高温后的电通量不断上升，且当高温劣化系数在0~0.30时，各混凝土试件电通量随高温劣化系数的增加急剧上升；当高温劣化系数大于0.30时，混凝土试件电通量增长速度有所减小，呈现出缓慢增长的趋势. 基于此，对高温劣化系数与混凝土电通量之间的关系进行获取，表达如下：

(10) $ Q = 5.066\;60 - 3.974\;11\exp \;\left( { - {\kappa }/{{0.169\;41}}} \right) . $

伴随着高温后混凝土试件热裂纹损伤的不断积累，其抗氯离子渗透性能退化逐渐加剧，两者之间呈现出显著相关性. 这是由于受到蒸汽压作用^[30]和热应力机理^[31]的影响，高温暴露下混凝土材料不断发生劣化，裂纹损伤不断积累，导致其结构内部形成贯通通道，如图14所示，加快了氯离子向受损混凝土内部的侵蚀，最终致使混凝土抗氯离子侵蚀性能逐渐下降.

根据前述对各混凝土试件在不同高温暴露下热致开裂损伤的分析，认为玻化微珠和硅灰的掺加均可以在一定程度上缓解混凝土在高温下的开裂损伤，提高混凝土的抗高温损伤能力，进而影响其抗氯离子侵蚀性能，因此引入玻化微珠影响因子 $ {\lambda _{\text{G}}} $和硅灰影响因子 $ {\lambda _{\text{S}}} $以分别考虑玻化微珠和硅灰对混凝土抗氯离子侵蚀性能的影响，其表达式如下：

(11) $ {\lambda _{\text{G}}} ={{{Q_{{\text{GIC}}}}}}/{{{Q_{{\text{SFC}}}}}} , $

(12) $ {\lambda _{\text{S}}} = {{{Q_{{\text{SFC}}}}}}/{{{Q_{{\text{NC}}}}}} . $

式中： $ {\lambda _{\text{G}}} $和 $ {\lambda _{\text{S}}} $分别为玻化微珠影响因子和硅灰影响因子， $ {Q_{{\text{GIC}}}} $、 $ {Q_{{\text{SFC}}}} $和 $ {Q_{{\text{NC}}}} $依次为玻化微珠保温混凝土、硅灰混凝土和普通混凝土的电通量.

如图15所示为玻化微珠影响因子和硅灰影响因子随温度变化情况. 可以看出，随着温度的升高，硅灰影响因子基本呈持续增长的趋势，但其影响因子始终低于1.0. 这表明硅灰对降低混凝土高温后抗氯离子渗透性能有着积极影响，特别在较低温度时，硅灰的影响最为显著. 相对于硅灰影响因子的增长趋势，玻化微珠影响因子呈3个阶段逐渐增长. 在200 ℃之前，玻化微珠影响因子较小，其值在0.35左右波动，可见此时玻化微珠对混凝土抵抗氯离子侵蚀发挥着显著改善作用. 随着温度升高至200~300 ℃，玻化微珠影响因子逐渐增大，当温度升高至300 ℃时，其值趋于稳定，为0.90~0.95. 尽管此时玻化微珠影响因子有所升高，玻化微珠对混凝土抵抗氯离子侵蚀仍存有一定的积极影响. 对2种影响因子随温度变化的关系进行获取，其表达式如下：

(13) $ {\lambda _{\text{S}}} = \frac{{0.868\;78}}{{{{\left[ {1+4.331\;55\exp \;\left( {4.100\;45 - 0.017\;71 \theta } \right)} \right]}^{{1}/{{4.331\;55}}}}}} , $

(14) $ {\lambda _{\text{G}}} = 0.367\;22 - 0.550\;19{\left[ {1+{{\left( {{{211.237\;41} \mathord{\left/ {\vphantom {{211.23741} \theta }} \right. } \theta }} \right)}^{10.142\;1}}} \right]^{ - 1}} . $

为了进一步明确GIC试件抗氯离子侵蚀机理，对GIC试件和NC试件在高温后的孔结构进行分析. 如图16所示为GIC试件和NC试件分别在300、500 ℃时的孔径分布曲线. 图中， $ {\text{d}}v/{\text{d}}(\lg\; d) $为单位孔径下的孔容积， $ d $为孔直径. 在300 ℃时，在孔径10 ~150 nm处，GIC试件曲线明显低于同条件下的NC试件；在500 ℃时，尽管各混凝土试件孔径分布曲线有所上升，且有着向右移动的趋势，但在孔径20 ~1000 nm处，GIC试件曲线仍低于NC试件. 这表明相对于NC试件，GIC试件在抵抗高温孔隙粗化损伤方面有着显著优势. 这是玻化微珠和硅灰共同作用产生的影响.

一方面，由于硅灰的微填充效应和对水泥二次水化的促进作用^[32]，硅灰的存在使得混凝土密实性得以提高，从而细化混凝土内部的孔隙结构. 另一方面，归因于玻化微珠对混凝土抗高温损伤所做出的积极响应. 由于玻化微珠内部的蜂窝孔结构，玻化微珠在混凝土内部形成一个负压空间，为蒸汽压提供释放通道，从而缓解蒸汽压积聚引起的混凝土开裂^[15]；同时，玻化微珠的存在还可以赋予混凝土一定的弹性，缓解了骨料和水泥浆体因温度膨胀和变形引起的应力集中，从而减少混凝土因组成相间热不相容性引起的开裂^[15]，进而缓解高温环境下混凝土内部损伤的劣化. 此外，由于玻化微珠预湿工艺的特点，在后期的水化过程中，玻化微珠内部充足的水分可以为周围水泥水化提供条件^[33-34]，从而使水泥密实性增加.

因此，在相同温度条件下，GIC试件在玻化微珠和硅灰的共同影响下，其孔隙结构得到明显改善. 由于混凝土孔隙结构与其渗透性显著相关，GIC试件在高温下孔隙结构的细化使得GIC试件抗氯离子渗透能力较NC试件得到明显提高.

基于上述关系分析，混凝土高温劣化系数与其渗透性能之间存在着显著相关性，因此，考虑高温对混凝土试件开裂损伤的影响及玻化微珠和硅灰对混凝抗氯离子侵蚀性能的影响，结合式（8）、（10）、（13）和（14）建立高温环境氯离子渗透性能预测模型，其数学表达式如下：

(15) $ \begin{split} &{Q_{{\text{NC}}}} = \\ &\left\{ \begin{gathered} \quad \quad \quad \quad \quad 1.092\;49,\quad \quad \quad \quad \quad \quad \quad \quad \;\theta < 100; \\ 5.066\;60 - 3.974\;11{\left( {\frac{{818.668\;55 - \theta }}{{718.668\;55}}} \right)^{{{1/0.169\;41}}}},\;\theta \geqslant 100. \\ \end{gathered} \right. \end{split} $

(16) $ {Q_{{\text{SFC}}}} = {\lambda _{\text{S}}}{Q_{{\text{NC}}}} , $

(17) $ {Q_{{\text{GIC}}}} = {\lambda _{\text{S}}}{\lambda _{\text{G}}}{Q_{{\text{NC}}}} . $

进一步验证氯离子渗透性能预测模型的有效性，基于式（15）~（17）对各混凝土试件在不同温度作用后的电通量进行预测计算，如表7所示. 各混凝土试件电通量预测值与实测值较为接近，计算预测值与实测值之间的误差如表7所示. 表中， $ {Q_{\text{e}}} $、 $ {Q_{\text{p}}} $分别为电通量试验值、预测值， $ {\varDelta } $为相对误差. 通过计算，该模型能够较好预测混凝土试件的氯离子渗透性能，其平均相对误差为14.95%，具有较高预测精度.

（1）经历高温暴露后，混凝土抗氯离子渗透能力明显下降. 玻化微珠的掺加显著改善了高温后混凝土抗氯离子渗透能力退化问题，与NC试件和SFC试件相比，GIC试件高温后电通量分别降低了约54.15%、32.69%.

（2）高温暴露后各混凝土试件质量损失率曲线基本一致，但在抗热裂纹损伤方面，GIC试件则呈现出更好的抗高温损伤能力.

（3）热裂纹演化过程与混凝土渗透性退化之间存在显著相关性. GIC试件优异的抗氯离子侵蚀性能，归因于玻化微珠和硅灰对混凝土密实性的提高，以及玻化微珠对混凝土抗高温损伤做出的积极影响.

（4）考虑热裂纹演化特征和各因素对混凝土渗透性影响，引入高温劣化系数、玻化微珠影响因子和硅灰影响因子，最终建立了高温环境氯离子渗透性能预测模型.

（5）本研究论证了混凝土热致裂纹损伤与其抗介质传输能力的相关性，但未综合考虑结构内部裂纹和孔隙对其介质传输的影响，基于核磁、声发射技术探究热致微细观损伤对其传输性能的影响是一个值得继续深入分析的话题.