This article is concerned with the calcium silicate hydrates, including crystalline minerals and the extremely variable and poorly ordered phase (C-S-H) that is the main binding phase in most concrete. Up-to-date composition and crystal-structure information is tabulated for the most important crystalline calcium (alumino) silicate hydrates and related phases. A number of models for the nanostructure of C-S-H are summarized and compared and it is shown that there is much more of a consensus than might seem apparent at first sight. The value of the recently solved structures of 1.4 nm tobermorite and jennite, together with those of jaffeite and metajennite, for visualizing the nanostructural elements present in the models is demonstrated. The importance of Hal Taylor's contribution to the solution of the structure of jennite is highlighted. The applicability of Richardson and Groves' model is demonstrated using experimental composition-structure observations on the nature of C-S-H in a Portland cement-fly ash blend.

The purpose of this article is to discuss the applicability of the tobermorite–jennite (T/J) and tobermorite–‘solid-solution’ calcium hydroxide (T/CH) viewpoints for the nanostructure of C-S-H present in real cement pastes. The discussion is facilitated by a consideration of the author's 1992 model, which includes formulations for both structural viewpoints; its relationship to other recent models is outlined. The structural details of the model are clearly illustrated with a number of schematic diagrams. Experimental observations on the nature of C-S-H present in a diverse range of cementitious systems are considered. In some systems, the data can only be accounted for on the T/CH structural viewpoint, whilst in others, both the T/CH and T/J viewpoints could apply. New data from transmission electron microscopy (TEM) are presented. The ‘inner product’ (Ip) C-S-H in relatively large grains of C3S or alite appears to consist of small globular particles, which are ≈4–8 nm in size in pastes hydrated at 20 °C but smaller at elevated temperatures, ≈3–4 nm. Fibrils of ‘outer product’ (Op) C-S-H in C3S or β-C2S pastes appear to consist of aggregations of long thin particles that are about 3 nm in their smallest dimension and of variable length, ranging from a few nanometers to many tens of nanometers. The small size of these particles of C-S-H is likely to result in significant edge effects, which would seem to offer a reasonable explanation for the persistence of Q0(H) species. This would also explain why there is more Q0(H) at elevated temperatures, where the particles seem to be smaller, and apparently less in KOH-activated pastes, where the C-S-H has foil-like morphology. In blended cements, a reduction in the mean Ca/Si ratio of the C-S-H results in a change from fibrillar to a crumpled-foil morphology, which suggests strongly that as the Ca/Si ratio is reduced, a transition occurs from essentially one-dimensional growth of the C-S-H particles to two-dimensional; i.e., long thin particles to foils. Foil-like morphology is associated with T-based structure. The C-S-H present in small fully hydrated alite grains, which has high Ca/Si ratio, contains a less dense product with substantial porosity; its morphology is quite similar to the fine foil-like Op C-S-H that forms in water-activated neat slag pastes, which has a low Ca/Si ratio. It is thus plausible that the C-S-H in small alite grains is essentially T-based (and largely dimeric). Since entirely T-based C-S-H is likely to have different properties to C-S-H consisting largely of J-based structure, it is possible that the C-S-H in small fully reacted grains will have different properties to the C-S-H formed elsewhere in a paste; this could have important implications.

Calcium silicate hydrates (C-S-H) are the main binding phases in all Portland cement-based systems. This paper considers the morphology, composition, and nanostructure of C-S-H in a range of hardened cements. Inner product (Ip) C-S-H present in larger Portland cement grains typically has a fine-scale and homogeneous morphology with pores somewhat under 10 nm in diameter. Ip from larger slag grains also displays this morphology, but is chemically distinct in having high content of Mg and Al. The hydrated remains of small particles—whether of Portland cement, slag or fly ash—contain a less dense product with substantial porosity surrounded by a zone of relatively dense C-S-H; this has implications for the analysis of porosity and pore-size distributions on backscattered electron images. In cement-slag blends, the fibrillar morphology of outer product (Op) C-S-H is gradually replaced by a foil-like morphology as the slag loading is increased. It seems likely that this change in morphology is largely responsible for the improved durability performance possible with slag-containing systems. The Ca/Si ratio of C-S-H in neat Portland cement pastes varies from ∼1.2 to ∼2.3 with a mean of ∼1.75. The Ca/(Si + Al) ratio of C-S-H in water activated cement-slag pastes (0–100% slag) varies from ∼0.7 to ∼2.4; these limits are consistent with dreierkette-based models for the structure of C-S-H. Al substitutes for Si in C-S-H only in the “bridging” tetrahedra of dreierkette chains; this is true for a range of systems, including blends of Portland cement with slag, fly ash, and metakaolin. These data support Richardson and Groves' general model for substituted C-S-H phases. The bonding of C-S-H to other products of hydration is generally good.

The C-S-H gels present in commercial blast-furnace slag and synthetic-slag glass pastes produced by hydrating with 5M KOH solution have been studied by a combination of transmission electron microscopy (TEM) and 29Si and 27Al nuclear magnetic resonance (NMR) spectroscopy. They are related by both composition and morphology to the C-S-H gels present in slag-OPC pastes but are more crystalline. The inner product C-S-H is intermixed on a fine scale with a Mg,Al-rich phase with a Mg/Al ratio of ≈2.5. The C-S-H in both inner and outer product contains substituted Al in tetrahedral co-ordination sites. The data are analysed in terms of a model for the structure of C-S-H gel.

C-(A)-S-H(I) is a calcium silicate hydrate that is studied extensively as a model for the main binding phase in concrete. It is a structurally imperfect form of 14 Å tobermorite that has variable composition and length of (alumino)silicate anions. New structural-chemical formulae are presented for single- and double-chain tobermorite-based phases and equations are provided that can be used to calculate a number of useful quantities from (29)Si NMR data. It is shown that there are no interlayer calcium ions when the silicate chains are of infinite length and that one is added for each tetrahedral `bridging' site that is vacant. Preparations that have Ca/Si greater than about 1.4 include an intermixed Ca-rich phase. It is not possible to generate a structural model for a dimer that is crystal-chemically consistent with known calcium silicate hydrates if the starting structure is an orthotobermorite, i.e. of the type that has been used in all previous studies. Crystal-chemically plausible models are developed that are based instead on clinotobermorite. A number of models that represent different mean chain lengths are developed using crystal-chemical and geometrical reasoning. The models account for experimental observations, including variations in Ca/Si, H2O/Si, (alumino)silicate anion structure and layer spacing.

Synthetic C-S-H samples prepared with bulk C/S ratios from 0.75 to 1.5 were analyzed by coupled TG/DSC/FTIR and in-situ XRD while heating, in order to correlate observed weight loss curves with the kinetics of evolved gases, and to investigate the transformations C-S-H → β-wollastonite → α-wollastonite. The temperature of the transformation to β-wollastonite increased with increasing C/S. The temperature for the transformation from β- to α-wollastonite meanwhile decreased with increasing C/S; indicating that excess CaO stabilized the α-polymorph. The transformation C-S-H → β-wollastonite was accompanied by the formation of α′LC2S for C/S > 1. In the case of C-S-H with C/S = 1.5, both β-C2S and rankinite were formed and then decomposed before the transformation to β-wollastonite and α′LC2S. C-S-H with low C/S was found to be more stable upon heating. The chemical structural models of Richardson and Groves' and Richardson C-A-S-H(I) were used to obtain the structural-chemical formulae.

Less than a year after its opening, the Facility for Rare Isotope Beams produced five never-before-seen isotopes for observation, a success that researchers say highlights the discovery potential of the facility.