摘要
为提高钢结构桥梁抵抗火灾风险的能力，桥梁抗火隔热材料的开发受到重视。针对目前专用桥梁抗火材料的不足，本文以玄武岩-玻璃纤维复合材料为基体，以正硅酸乙酯作为硅源，采用溶胶凝胶和超临界干燥法制备SiO2气凝胶复合材料(BF-GF/AC)，系统研究复合材料在高温和燃烧测试前后的宏观尺寸、微观形貌、相组成、力学性能及热导率的变化。结果表明：相对于单纯玻璃纤维/气凝胶复合材料，玄武岩纤维使BF-GF/AC的尺寸和微观结构的稳定性都明显提升；BF-GF/AC纤维和气凝胶可以实现协同隔热效果，在1000 ℃处理后气凝胶仍然保持非晶态；随热处理温度的升高，气凝胶复合材料的力学性能下降而热导率升高，BF-GF/AC在900 ℃热处理后抗拉强度和热导率分别0.431 MPa和0.026 W/(m·K)；烃类火中，由10 mm厚BF-GF/AC组成的防火层结构完整，缆索模型表面低于300 ℃时间达到100.4 min。开发的气凝胶复合材料在高温和真火中具有良好的结构稳定性、较低的热导率和一定的力学性能，可以满足桥梁防火设防标准。
Abstract
To bolster the fire resistance of steel structures in bridge construction, the advancement of fireproof insulating materials tailored for bridges has become a focal point of attention. In response to the current shortcomings of specialized fire-resistant materials for bridges, this paper utilizes basalt-glass fiber composite as the matrix and tetraethyl orthosilicate (TEOS) as the silicon source to prepare a SiO2 aerogel composite (BF-GF/AC) through sol-gel and supercritical drying methods. A comprehensive investigation was undertaken to assess the alterations in macro-dimensions, micro-morphology, phase composition, mechanical attributes, and thermal conductivity of the composite, both prior to and following high-temperature and combustion trials. The findings reveal that the incorporation of basalt fibers markedly enhances the dimensional and microstructural stability of BF-GF/AC, in comparison to composites solely composed of glass fiber and aerogel. The harmonious interaction between the fibers and aerogel facilitates exceptional thermal insulation, with the aerogel maintaining its amorphous configuration even after exposure to temperatures as high as 1000 ℃. As the heat treatment temperature escalates, the mechanical properties of the aerogel composite diminish while its thermal conductivity rises. Notably, after treatment at 900 ℃, the BF-GF/AC displays a tensile strength of 0.431 MPa and a thermal conductivity of 0.026 W/(m·K). In the context of hydrocarbon fires, a fireproof layer constructed from 10 mm thick BF-GF/AC remained uncompromised, ensuring that the surface temperature of the cable model remained below 300 ℃ for a duration of up to 100.4 minutes. The aerogel composite developed in this study demonstrates good structural stability, low thermal conductivity, and reasonable mechanical properties under high temperatures and direct flame exposure, meeting the fire protection standards for bridges.
Keywords
钢结构悬索桥因为能实现超长的跨度和适应恶劣的地形条件，被越来越多的工程所应用。随着地域间的交通密度大幅提升，桥梁面临极端荷载（火灾、爆炸、碰撞、强腐、超载等）的风险日益增多[1-2]。其中交通类火灾的频繁发生严重威胁桥梁的安全性能和耐久性能。为确保钢结构桥梁在生命周期内能够安全服役，火灾防护材料与技术的研发越来越受到重视。美国后张法研究所（PTI）建议钢结构桥梁缆索的防护标准为：在1 000℃的火灾温度场中，缆索表面温度在90 min内不超过300℃[3]。因此，制备出性能优良的抗火材料是满足桥梁火灾防护标准的重要途径。
气凝胶是一种高度交联的纳米多孔网络结构材料，密度通常在0.001~0.5 g/cm3，是目前已知最轻的固体材料之一[4]。气凝胶具有大量孔隙结构，高比表面积[5-9]。由于这些特性，气凝胶表现出优异的隔热性能，被认为是最有前途的抗火材料之一[10-11]。然而，气凝胶材料的力学性能较差，使其应用受到限制[12-13]。将气凝胶和柔性纤维进行复合可以使气凝胶结构增强[14]，进而改善它的力学性能和隔热性能。郭建业等[15]采用溶胶-凝胶法向玻璃纤维中掺杂气凝胶材料，发现掺杂后材料的压缩强度显著增大，在压缩率为35%时压缩强度由 0.05 MPa 增大到0.15 MPa。掺杂后的复合材料背面温升曲线明显变缓，传热250 s时材料的背面温度仅为87℃，比掺入气凝胶前低89℃。Lu等[16]采用溶胶-凝胶法制备了岩棉气凝胶复合材料并对此复合材料的制备工艺和性能进行了研究，发现气凝胶的加入有利于降低复合材料的导热系数，大大提高了普通岩棉的保温性能。当气凝胶的添加量为7%，复合材料的导热率低至0.020 2 W/（m·K），且气凝胶与岩棉结合分散良好。郑王波[17]采用凝胶注模结合冷冻干燥的方法制备玄武岩纤维多孔骨架材料，并将其与SiO2气凝胶进行复合，发现当正硅酸乙酯∶无水乙醇∶水的配比为1∶6∶4时，纤维骨架的纤维体积密度为0.49 g/cm3时，所制备的复合材料的孔隙率为90%，样品表面完整，没有出现裂纹；材料的比表面积为 573 m2/g，平均孔径为 6 nm，且复合材料具有良好的隔热性能。此时复合材料的抗压强度为0.62 MPa，热导率为0.026 8 W/（m·K）。
尽管研究者相继开发出多种纤维增强气凝胶复合材料，但是面向桥梁专业的开发较少。针对大型钢结构桥梁的防火需求，本文以玄武岩-玻璃纤维复合材料为基体，采用溶胶-凝胶和超临界干燥法制备纤维增强SiO2气凝胶复合材料，该材料结合了玄武岩纤维的耐高温性能[18]、玻璃纤维的低热导率[19]的特点，并进一步研究了气凝胶复合材料在高温退火和真火燃烧后的结构与性能演化。
1 实验
1.1 材料的制备
将正硅酸乙酯（TEOS）、无水乙醇、去离子水和盐酸倒入容器中混合搅拌5 min后，然后缓慢加入催化剂（氨水），继续搅拌10 min，形成SiO2凝胶前驱体，其中正硅酸乙酯、无水乙醇、去离子水、盐酸和氨水的摩尔比为1∶5∶4.2∶1.8×10-3∶3.6×10-3。将纤维毡（尺寸为300 mm×300 mm×5 mm）放入模具中，并加入SiO2凝胶前驱体，使凝胶前驱体充分浸渍纤维毡，随后合模在常温下老化48 h。老化完成后进行48 h的溶剂置换，所采用的置换溶剂为体积比1∶9的三甲基氯硅烷（TMCS）和乙醇混合液。最后以乙醇作为干燥介质进行超临界干燥，最终制备出纤维气凝胶复合材料，所制备的复合材料中气凝胶含量为28%，振动损失率为0.76%。纤维毡通过针刺工艺制备，其中玄武岩-玻璃纤维复合毡中两种纤维比例为1∶1。作为对比，本文也采用了纯玻璃纤维毡作为基体。玻璃纤维SiO2气凝胶复合材料（Glass Fiber/Silica Aerogel Composite）和玄武岩-玻璃纤维SiO2气凝胶复合材料（Basalt Fiber-Glass Fiber/Silica Aerogel Composite）分别简称为GF/AC和BF-GF/AC。
1.2 高温实验及表征
气凝胶复合材料初始态为25℃，为了探究其耐高温性能，将电阻炉分别升温至800、900和1 000℃的温度后立即放入制备好的气凝胶复合材料，保温2 h，高温处理结束后立即将材料取出，在空气中进行自然冷却。采用扫描式电子显微镜（SEM，SU3500，日本日立株式会社）对高温处理前后的气凝胶复合材料进行微观形貌的分析。采用X射线衍射仪（XRD，Bruker D8-Advance，德国）对高温处理前后的气凝胶复合材料的晶体形态进行分析。将制备好的气凝胶复合材料裁剪成5 mm×25 mm×150 mm的试样，采用WDW-100小型拉伸试验机（济南恒思盛大）进行力学性能测试，两端用夹具夹住，中间有效拉伸长度为100 mm，拉伸速度为10 mm/min。采用导热系数测试仪（Netzsch HFM436）对高温处理前后的气凝胶复合材料进行热导率测试，试样尺寸为5 mm×300 mm×300 mm。
1.3 燃烧实验
用铁丝将直径为7 mm的Q235钢丝捆扎成直径为90 mm的钢丝束，制作出缆索模型。缆索模型外包裹2层5 mm厚的气凝胶复合材料，最外层再涂上3 mm厚的阻燃密封胶，干燥以后放入燃烧炉测试，如图1所示。使用丙烷燃烧机模拟烃类火，钢丝束表面和防火层表面插上铠装K型热电偶检测温度变化，其精度为 0.1℃，测量范围 0~1 300℃。
图1燃烧实验装置模型俯视图
Fig.1Top view of the experimental setup model
2 结果与讨论
2.1 高温退火与燃烧实验对气凝胶复合材料结构的影响
图2为高温处理前后气凝胶复合材料的宏观图像。从图2中可以看出，GF/AC在高温处理后出现了明显的体积收缩现象，其中在1 000℃处理后体积收缩最严重，这可能是复合材料在高温环境下结构发生坍塌所导致。而BF-GF/AC经过高温处理后同样出现了体积收缩现象，但与GF/AC相比变化程度更低。此外，BF-GF/AC在高温处理后颜色出现明显的变化，800℃处理后呈现为黑色，900和1 000℃高温处理后呈现为红褐色。BF-GF/AC中的玄武岩纤维含有Fe元素，而Fe2O3和Fe3O4颜色分别呈现为红褐色和黑色，因此复合材料高温处理后的颜色变化可能是由玄武岩纤维中Fe元素的氧化引起。
图3为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC的体积收缩率及密度变化。从图3中可以看出，GF/AC的体积收缩率随着处理温度的升高而增加，800、900和1 000℃的体积收缩率分别为15.2%、51.67%和88.39%。BF-GF/AC体积收缩率较低，在800和900℃高温处理后的体积收缩率分别为15.62%和33.75%，而在1 000℃高温处理后体积收缩率大幅升高，达到了74.72%。复合材料的体积收缩主要是由高温下纤维的软化和收缩引起的，玻璃纤维和玄武岩纤维的软化温度分别为650和960℃[20]，因此在1 000℃高温下出现了较为严重的体积收缩。此外，复合材料的密度同样呈现出随着处理温度的升高而增加的趋势，在1 000℃高温处理后，由于复合材料出现大幅度的体积收缩，引起材料结构的致密化，GF/AC和BF-GF/AC密度由初始状态下的168.46和156.28 kg/m3分别增长至1572.43和593.53 kg/m3，这会对复合材料的力学和隔热性能产生不利影响。
图2高温处理前后纤维/气凝胶复合材料图像：（a）25℃、（b）800℃、（c）900℃、（d）1 000℃处理态的GF/AC;（e）25℃、（f）800℃、（g）900℃和（h）1 000℃处理态的BF-GF/AC
Fig.2Images of fiber/aerogel composite materials before and after high-temperature treatment: (a) 25℃ and annealed GF/AC at (b) 800℃, (c) 900℃ and (d) 1 000℃; (e) 25℃ and annealed BF-GF/AC at (f) 800℃, (g) 900℃ and (h) 1 000℃
图4为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC微观形貌的SEM表征图，可见，高温处理前的GF/AC和BF-GF/AC主要由纤维骨架与气凝胶组成。BF-GF/AC在800℃高温处理后，少数纤维发生断裂，纤维骨架开始出现损坏，纤维对气凝胶的承载与强化作用减弱，气凝胶整体结构开始破碎；在900℃处理后，纤维断裂数量进一步增加，纤维对气凝胶的承载与强化作用进一步降低，气凝胶出现粉碎化；而在1 000℃处理后，由于此时的温度已经超过纤维的软化温度，因此，纤维出现严重的软化收缩，并与气凝胶结合形成较为致密的整体。GF/AC在800℃高温处理后，大量纤维断裂；而在900℃高温处理后，纤维与气凝胶出现严重的软化收缩，导致复合材料的致密化程度增高。
图3高温处理前后纤维/气凝胶复合材料的（a）体积收缩率和（b）密度
Fig.3(a) Volume shrinkage ratio and (b) density of fiber/aerogel composite materials before and after high-temperature treatment
图4高温处理前后纤维/气凝胶复合材料SEM图像：（a）25℃、（b）800℃和（c）900℃处理态的GF/AC;（d）25℃、（e）800℃、（f）900℃和（g）1 000℃处理态的BF-GF/AC
Fig.4SEM images of fiber/aerogel composite materials before and after high-temperature treatment: (a) 25℃ and annealed GF/AC at (b) 800℃ and (c) 900℃; (d) 25℃ and annealed BF-GF/AC at (e) 800℃; (f) 900℃ and (g) 1 000℃
图5为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC中气凝胶的TEM图。不同纤维/气凝胶复合材料中气凝胶在高温处理前结构基本一致，气凝胶的骨架由许多颗粒堆积而成，相互连接的链状骨架组成发达的互穿网络结构，并包围堆积形成孔隙结构。高温处理前，3种复合材料气凝胶组成链状结构的颗粒尺寸相近，约为9 nm。1 000℃高温处理后，GF/AC中气凝胶颗粒明显长大（直径约14 nm），气凝胶结构出现严重的坍塌及体积收缩，导致孔隙结构减少。BF-GF/AC中气凝胶颗粒直径增长至约12 nm，增长幅度低于GF/AC中的气凝胶颗粒，且在BF-GF/AC中气凝胶的纳米结构坍塌较少。纯二氧化硅气凝胶在波长为 2~8 μm 的范围内具有高透射率，因此在高温下具有超高的辐射导热性。直径与入射热辐射波长相当的耐火纤维可用于阻挡气凝胶复合材料中的高温热辐射。如图4所示，玻璃纤维在900℃处理后发生断裂软化，严重削弱了其对气凝胶的支撑作用。缺乏纤维支撑的气凝胶结构坍塌，在高温下颗粒生长更快。而复合材料中玄武岩纤维的加入使得其高温处理后仍能保持较好的微观结构，使其在高温下隔热性能保持稳定。
图6为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC的XRD谱图。
图5高温处理前后气凝胶复合材料中气凝胶的TEM图像：（a）25℃、（b）1 000℃处理态的GF/AC；（c）25℃、（d）1 000℃处理态的BF-GF/AC
Fig.5TEM images of fiber/aerogel composites before and after high-temperature treatment: (a) 25℃ and annealed GF/AC at (b) 1 000℃; (c) 25℃ and annealed BF-GF/AC at (d) 1 000℃
图6纤维/气凝胶复合材料热处理前后的XRD谱图
Fig.6X-ray Diffraction patterns of fiber/aerogel composites before and after thermal treatment: (a) GF/AC; (b) BF-GF/AC
从图6中可以看出，初始态的气凝胶复合材料只有一个漫散射峰，说明初始态的玄武岩纤维、玻璃纤维和SiO2气凝胶均处于非晶态。GF/AC在800和900℃退火后仍然处于非晶态，1 000℃退火后出现明显的SiO2、Al2O3和CaO的晶化峰，这与玻璃纤维的组成一致。值得注意的是，1 000℃退火后，GF/AC的非晶峰很弱，这意味着除了玻璃纤维外，大量气凝胶也发生了晶化。BF-GF/AC在800℃退火后出现明显的磁铁矿衍射峰和较弱的辉石矿衍射峰，磁铁矿为黑色，这与退火后宏观照片为黑色一致。900℃退火后辉石矿的衍射峰增加，并出现了赤铁矿的衍射峰，此时复合材料宏观上呈现为红色（图2）。进一步提高退火温度到1 000℃，开始出现SiO2晶化峰，表明此时玻璃纤维或者气凝胶开始出现晶化。值得注意的是，BF-GF/AC在1 000℃退火后仍然有明显的非晶峰，表明气凝胶没有出现大量的晶化。如前文所述，纤维可以有效降低气凝胶的高温热导率，因此有利于维持其相结构的稳定性。另一方面，低导热率的气凝胶的纳米多孔结构又可以保护纤维不发生晶化。即纤维和气凝胶实现了协同隔热效果[21]。
图7为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC的FT-IR谱图。在室温下，Si—O—Si在1 098、801 和468 cm-1处存在不对称拉伸、对称拉伸和弯曲引起的峰，这些峰出现在SiO2气凝胶的结构中[22-24]。此外，在纤维/气凝胶复合材料的1 256和847 cm-1处检测到Si—C基团的不对称拉伸和弯曲振动峰[25]。表明气凝胶复合材料中存在疏水基团（Si—CH3），这是气凝胶制备过程中的TMCS表面改性引起的[26-27]。Si—CH3键的引入使复合材料具有疏水性，GF/AC和BF-GF/AC的接触角分别为127.2°和138.1°。两者接触角的区别可能源于两者溶剂交换的硅烷基化程度的差别，BF-GF/AC硅烷基化程度更高，因此具有更好的疏水性。随着温度的升高及抗火隔热测试的完成，Si—CH3峰逐渐消失，这一变化表明，经高温处理及抗火隔热测试后，附着基团（—CH3）发生了热解，材料不再具备疏水性。由附图中1 000℃处理前后的水滴接触角也可以看出，初始态的复合材料处于疏水态，热处理后疏水性能完全消失。
2.2 高温退火与燃烧实验对气凝胶复合材料力学和隔热性能的影响
图8为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC的极限拉伸强度（UTS）变化情况。初始状态下， GF/AC的极限拉伸强度较低，为0.773 MPa；BF-GF/AC的极限拉伸强度较高，为0.858 MPa。这是因为玄武岩纤维在室温下具有比玻璃纤维更优异的机械性能[28]。然而，高温处理后复合材料的UTS显著下降，GF/AC在800℃高温处理后下降了30.9%；900℃高温处理及抗火隔热性能测试后，GF/AC由于严重收缩致密化，无法制备拉伸样品，因此没有获得拉伸数据。BF-GF/AC在800、900℃高温处理和抗火隔热性能测试后，其UTS分别下降了26.7%、49.9% 和 71.2%，强度分别为0.629、0.431和0.247 MPa；而在1 000℃高温处理后，同样由于严重的收缩致密化无法获得拉伸数据。
图7纤维/气凝胶复合材料热处理前后的红外光谱图：（a）GF/AC；（b）BF-GF/AC（附图为1 000℃处理前后的接触角图片）
Fig.7FT-IR spectrums of fiber/aerogel composites thermal treatment: (a) GF/AC; (b) BF-GF/AC (insets are the photographs of contact angles before and after 1 000℃ thermal treatment)
纤维/气凝胶复合材料的力学性能主要取决于纤维的强度。玻璃纤维在高温下更容易发生断裂和软化，因此GF/AC高温处理后UTS大幅降低。玄武岩纤维在 800℃或更高温度下加热后会结晶，且在高温下会发生断裂和软化，从而导致BF-GF/AC的UTS降低。玄武岩纤维的软化点高于玻璃纤维，使得玄武岩纤维具有更好的耐高温性能。因此，BF-GF/AC的UTS下降程度低于GF/AC。虽然相对于初始态的强度降低，燃烧测试后BF-GF/AC依然保持一定的抗拉强度，这使其在火灾中不易开裂，对于防火保护具有重要意义。
图8热处理前后气凝胶复合材料的抗拉强度变化
Fig.8Tensile strength variations of aerogel composites before and after thermal treatment
图9为高温处理前后GF/AC和BF-GF/AC的热导率变化图。初始态下GF/AC和BF-GF/AC在室温中的热导率分别为0.018 4和0.019 1 W/（m·K）。而玄武岩纤维毡和玻璃纤维毡的热导率分别在0.031~0.038和0.034~0.04 W/（m·K），这说明气凝胶的引入可以有效降低纤维毡的热导率[29-30]。随处理温度的升高，复合材料热导率均有升高。当处理温度为800℃，GF/AC和BF-GF/AC的热导率分别相对于初始态升高了17.9%和27.2%。而在900℃高温处理后，GF/AC由于严重的体积收缩无法制备测试所用的样品，BF-GF/AC的热导率则增长了36.6%，达到0.026 1 W/（m·K）。在1 000℃和抗火隔热测试后，两种复合材料材料均由于晶化导致脆性过大，无法制备热导率测试试样。气凝胶内部存在大量纳米孔隙，远小于空气的平均自由程（70 nm），能够有效抑制气凝胶孔隙的气相热传导作用，使得其室温导热系数低于空气的室温导热系数。传热机制主要分为3种：热传导、热对流和热辐射。气凝胶复合材料的高孔隙率使得其气相热传导占比显著，而气相热传导比固相热传导拥有更低的导热系数，这使得气凝胶复合材料具有较低的热导率。从热传导的角度来看，高温处理后，气凝胶复合材料密度增加，孔隙率下降，固相热传导占比增加而气相热传导占比减少；而且部分纤维与气凝胶出现分离现象，纤维间直接接触增加，提高了复合材料的固相传热作用，这劣化了复合材料的隔热性能。从热辐射的角度来看，耐火纤维可用于阻挡气凝胶复合材料中的高温热辐射，但是高温处理后的纤维出现大量断裂后，气凝胶复合材料的完整性被破坏，气凝胶也出现破碎，气凝胶的热辐射作用增强，进而导致复合材料的隔热效果下降。此外，结晶态的纤维具有更高的热导率，高温处理的晶化过程会提高复合材料的热导率[31]。
图9热处理前后气凝胶复合材料的热导率变化
Fig.9Thermal conductivity variations of aerogel composites before and after thermal treatment
2.3 烃类火燃烧测试中缆索模型表面温度变化
为了验证气凝胶复合材料对缆索的保护效果，图10给出了GF/AC和BF-GF/AC保护下的缆索模型在烃类火灾中表面温度变化情况。炉内实际温度与理论烃类火灾曲线相似，在3.1 min后达到1 100℃。在抗火测试实验进行4.7 min后，钢丝束表面升温速度明显升高。这是因为阻燃密封胶首先在火焰中被破坏，气凝胶复合材料直接暴露在火焰中，使得复合材料外部温度明显增大，升温速度加快。GF/AC由于耐高温性较差，在火场的作用下出现严重的收缩而破裂，导致钢丝束直接暴露于火场中，从而使得钢丝束表面温度迅速升高，在9.1 min时钢丝束表面温度便达到了300℃，因此该材料的抗火隔热性能测试被提前终止。BF-GF/AC在燃烧测试中始终保持完整，没有出现开裂、脱落等严重缺陷。在双层5 mm厚的BF-GF/AC防护下，钢丝束在60、90和120 min时表面温度分别为237.2、285.3和327℃，其表面温度达到300℃的时间为100.4 min，表现出良好的抗火隔热性能。BF-GF/AC具有较好的宏观和微观结构稳定性，经历高温和真火后仍然保持较低的导热系数和一定的力学性能，在桥梁抗火领域具有重要的应用前景。需要指出的是SiO2气凝胶含量对复合材料的隔热性能具有显著影响，而玄武岩纤维和玻璃纤维的比例都会影响其成本、耐热性和力学性能。通过对气凝胶掺杂量和纤维比例的优化，玄武岩-玻璃纤维/SiO2气凝胶复合材料综合性能还有进一步提升的空间。
图10炉体实际温度和不同气凝胶复合材料保护下缆索模型表面温度与燃烧暴露时间关系
Fig.10Temperatures of furnace and cable model surface protected by different aerogel composites with exposure time in fire experiment
3 结论
本文以玄武岩纤维-玻璃纤维复合材料为基体，通过溶胶凝胶和超临界干燥法制备BF-GF/AC，并研究了复合材料在800、900和1 000℃高温处理2 h以及真火燃烧实验后的宏观形貌、微观结构、力学性能和隔热性能的变化，所得结论如下。
1）BF-GF/AC在高温退火后尺寸收缩，密度升高，纤维出现软化和断裂现象，气凝胶出现颗粒长大和结构坍塌；耐高温性能较好的玄武岩纤维的引入使得BF-GF/AC尺寸和微观结构的稳定性都远高于GF/AC。
2）BF-GF/AC在800~1 000℃高温处理后，依次生成磁铁矿相、辉石矿相和赤铁矿，1 000℃仍存在明显的非晶峰，高温下相对完整的玄武岩纤维降低了气凝胶的导热率，使气凝胶保持非晶态，实现纤维和气凝胶的协同隔热效果。
3）随热处理温度的升高，气凝胶复合材料的力学性能下降而热导率升高；相对于初始态，BF-GF/AC在900℃热处理后抗拉强度和热导率分别0.431 MPa和0.026 W/（m·K）。
4）烃类火燃烧测试中BF-GF/AC表现出良好的抗火隔热性能，材料在燃烧测试中防火层结构完整，没有发生开裂、脱落现象，在10 mm厚气凝胶复合材料的保护下，缆索模型表面在100 min内都低于300℃；BF-GF/AC具有良好的宏观和微观结构稳定性，高温下保持较低的热导率和一定的力学性能，在桥梁抗火领域具有重要的应用前景。
