纳米材料的性能及研究

关键词： 晶体缺陷 炸药 粒度 性能

纳米材料的性能及研究（精选十篇）

纳米材料的性能及研究 篇1

炸药是现代武器能量的主要来源,其性能的优劣是整个武器系统能否正常运行的关键。有许多研究表明,单质炸药的性能和其颗粒的物理性质(如粒度、形貌、表面状态和晶体缺陷等)息息相关。炸药的粒度对混合炸药性能的影响已经得到了广泛的研究,其结果表明炸药粒度减小后,其爆轰性能,燃烧性能和安全性能都得到了大幅度地改变。随着纳米材料科学技术的发展,纳米炸药的相关研究已经引起了国内外众多科学工作者的关注。理论上,将炸药细化到纳米级后,其比表面积会明显增大,表面活性原子数增多,相应的化学反应速度得到提高,更有利于起爆,爆炸时释放的能量可得到大幅度提高。此外,纳米炸药的机械感度、装药强度和爆轰性能都发生明显变化[1,2,3]。鉴于此,美国已将纳米含能材料作为一个确保未来军事技术优势的关键性基础科学技术领域,开展了大量的基础性工作[4,5]。国内研究人员也开展了一些探索性的实践研究,并取得了一些积极的结果。本文对近年来在纳米炸药领域的研究进行了总结,侧重介绍了一些高能单质纳米炸药的制备方法,并对纳米化后炸药的性能进行了述评。

2 纳米炸药制备及性能

为了满足不同武器的需要,多种高能单质炸药在传爆药、主装药、推进剂和发射药中得到了广泛的应用,其中包括:黑索今(RDX)、奥克托今(HMX)、高氯酸铵(AP)、六硝基六氮杂异伍兹烷(CL-20)、1,3,5-三氨基-2,4,6-三硝基苯(TATB)、3-硝基-1,2,4-三唑-5-酮(NTO)、六硝基縣(HNS)等。本节以这些炸药的种类为主线,对国内外纳米炸药的制备及相关性能的研究情况进行了回顾。

2.1 纳米RDX

RDX作为当代最重要的高能炸药,在火炸药领域有着非常广泛的应用。近年来,有关纳米RDX的制备及其性能的研究在国内外得到了较为广泛的展开。

俄罗斯科学家Pivkina等人[6]利用真空沉积技术制备了纳米尺寸的RDX粉体。在制备过程中,RDX首先被蒸发形成存在于气相中的孤立分子,然后通过一定的手段使得这种孤立分子在冷凝器析出,从而形成纳米尺度的颗粒。采用此方法得到的球形样品粒径在50nm左右,同时测得纳米RDX的热分解峰峰温较微米RDX(50μm)降低了25℃左右。随后,美国的Lev N.Krasnoperov教授[7]采用超临界快速膨胀技术(RESS),在压力为15.0～29.5MP、温度为343～348 K条件下,将RDX溶解到液态C02内,然后通过降低溶液压力的方法使超临界流体快速膨胀,从而得到了粒度分布范围在110nm～120nm之间的RDX颗粒。另外,P.Redner[8]等人也通过超临界流体技术得到了70nm左右的RDX颗粒。用该方法制备的纳米RDX的撞击感度、冲击波感度较微米级RDX都有明显降低。超临界流体方法是制备纳米炸药的一种新方法,优点是不需要使用有机溶剂,污染小;缺点是对设备、实验条件要求较高,制备成本高。

国内在此方面的研究也很多。南京理工大学的陈厚和等[9]通过喷雾干燥法制得了40～60nm的黑索今粉体,该方法是将普通工业黑索今炸药溶解于混合溶剂中,加入复合表面活性剂,形成无水微乳液,在一定的压力和温度条件下将溶液喷入接受器中,随着溶剂的挥发,接受器上有大量细小白色的RDX结晶。复合表面活性剂随着溶剂的蒸发析出,包覆在黑索今粒子的表面,不仅限制了黑索今晶体的长大,而且也防止了黑索今粉体的团聚。这种方法得到的纳米RDX的撞击感度特性落高约为普通工业黑索今的两倍。宋小兰等[10]采用溶胶-凝胶法,通过超临界干燥制备出纳米RDX/Fe2O3复合粉体,再用稀盐酸将其中的Fe2O3溶蚀后制得的纳米RDX,粒径约为60～90nm。和微米RDX相比,其性能也得到了明显变化,主要表现为:撞击感度降低,热分解温度提前了10.74℃,而摩擦感度升高,活化能降低。南京理工大学张永旭等[11]采用重结晶法,并通过对结晶动力学过程进行控制,成功制备出几十纳米的RDX晶体。然而这种方法制得的RDX微晶不稳定,具有生长为大晶体的趋势。由于该方法具有条件温和的优点,在纳米含能材料的制备方面具有一定的通用性。彭加斌[12]采用反相微乳液-重结晶法,其原理为将炸药溶液增溶于一种AOT/异辛烷体系反胶团内(AOT为一种表面活性剂),同时将水增溶到另一份AOT/异辛烷体系反胶团内,然后将上述两种乳液混合,使得炸药溶液和水的溶剂一非溶剂化反应控制在纳米量级的反胶团内,从而形成了纳米RDX。这种方法制备出的RDX颗粒粒径约为10nm。另外,北京理工大学何德昌[13]等,通过高速撞击法,将一定量(500 g)微米级的RLDX分散在含有少量分散剂的蒸馏水中,制备成RDX的悬浮液,采用对撞机对上述悬浮液进行不同压力和不同次数的撞击破碎制得粒径可达46.7nm左右的RDX颗粒,粒径分布在几个纳米之间。该方法工艺简单,便以控制,但在后续过滤和干燥程序中,纳米颗粒容易长大,如何克服这些问题是该工艺的一个难点所在。

2.2 纳米HMX

HMX与RDX有着相同的元素组成和相似的化学结构,但HMX比RDX具有更高的密度、爆速和耐热性等优点。所以在火炸药中使用HMX对提高武器威力具有很重要的意义。

2002年,张小宁等人[14]采用撞击流法和微乳控制技术相结合成功地制备了纳米奥克托今。当HMX的水乳液液流在压力为150MPa、撞击速度约1000m/s的情况下进行超微化处理时,可得到有效平均粒径为184.4nm的HMX颗粒,其中最小颗粒为12.4nm,最大颗粒为465.7nm。随后,何得昌等[15]采用射流对撞法,通过加入两种分散剂可制备出粒度分布较窄的纳米HMX颗粒,其d50分别为70.lnm和68.9nm,分布范围分别为0.9nm和1.4nm。张永旭等[16]采用溶剂-非溶剂制备出了粒径为50nm的网状HMX,这种网状结构中包括β和γ两种晶型的HMX颗粒。研究表明,和微米HMX相比,这种纳米HMX的撞击感度较低,而热分解放热峰略有提前。

2.3 纳米CL-20

六硝基六氮杂异伍兹烷(CL-20),是HEDM计划推出以来,应用和研究最为广泛的一种新型高能量密度材料。它是笼状多环硝胺化合物,CL-20的笼状结构使它具有一些优异性能。理论研究表明:与能量较高的β-HMX相比,ε-CL-20的晶体密度高7%,爆速高3%,爆压高7%,标准生成焓是β-HMX的4.2倍。

美国Delaware大学B.C.Tappan和T.B.Brill等[17]运用冻凝胶的方法制得纳米CL-20,粒度范围20～200nm。具体步骤如下:首先将CL-20和粘结剂(NC或GAP)溶于同一种溶剂(丙酮)中,制备成一种凝胶,然后放入冷冻干燥器驱除溶剂。这种方法可以使CL-20溶液分散在聚合物母体中,阻止了炸药在析出和生长过程中颗粒之间的接触,限制了CL-20粒子的生长空间,从而可以得到纳米级的粒子。经过纳米化后,CL-20的机械感度得到一定的降低。

2.4 纳米AP

高氯酸铵(AP)是一种是强的氧化剂。用于制炸药、焰火,并用作分析试剂等。高氯酸铵分解产生大量气体,是固体火箭推进剂中常用的氧化剂和高能组分。AP的粒度越小,比表面积越大,越有利于热分解和凝聚相放热反应,AP在燃烧表面附近放热越多,传给表面附近的热量越多,使推进剂的燃速获得提高。由此可见,将AP细化到纳米级对提高推进剂的燃速是有利的。但AP颗粒达到纳米尺寸时,其比表面积急剧加大,其吸湿性比较严重,这增大了纳米AP颗粒制备的难度。有关纳米AP的研究主要集中在南京理工大学,南京理工大学国家超细粉体中心运用气流粉碎法可以将AP细化到粒径为500nm左右,而且在细化的同时采用一些包覆材料对其进行表面改性,阻止了团聚和粒度增大,该方法已经能够达到工业化生产水平[18]。此外,张永旭博士[18]采用溶剂一非溶剂法制备了纳米AP。当采用的溶剂为乙醇时,制备出的颗粒粒径约为60nm,当溶剂为丙酮时,其粒径可达20nm。这种方法目前只适合于实验室研究阶段,对于大批量生产,还存在一定的难度。

2.5 纳米TATB

TATB(1,3,5-三氨基-2,4,6-三硝基苯)具有高熔点(330℃)、高晶体密度(1.938g/cm3)、机械感度低和耐热性能好的特点。纳米TATB除保留普通颗粒TATB钝感等优异性能外,还具有爆炸能量释放更完全、临界直径更小、爆轰波传播更快、更稳定等特点[19,20,21]。

1990年,美国Mound实验室[22]采用超临界重结晶法将TATB细化到纳米级。中国工程物理研究院杨光成等123]采用重结晶法,将TATB的浓硫酸溶液加入到超纯水中快速结晶,膜分离洗涤至pH=7,冷冻干燥,得黄色粉末。经过BET、TEM和AFM分析,TATB纳米化后比表面积增加,有较高的表面能。粒子呈球形或椭球形,粒径约60nm。和原料TATB相比,纳米TATB的放热峰温和热失重起始分解点均得到一定的降低,热失重率增加。

2.6 纳米NTO

NTO (3-硝基-1,2,4-三唑-5-酮)是一种新型的高能、耐热、钝感炸药。自该化合物合成以来,有关其制备、性能及应用等方面的研究受到了国内外普遍的关注。

2007年,王敦举等人[24]报道了采用反相微乳液蒸发溶剂法制备了纳米级NTO的研究。他们通过对微乳液体系的优化配置、实验工艺设计,以及后处理进行了研究,确定以正己醇为助表面活性剂,表面活性剂与助表面活性剂质量比为7:1,最大含水量为24%的微乳液体系;实验温度选择25～30℃,真空度为-0.6～-0.85Mpa。在上述工艺条件下制备出了粒径在10～30nm之间的NTO颗粒。同年,杨光成等[25]也报道了通过喷雾干燥法,制得粒径为70～90nm的NTO颗粒。和微米级NTO相比,纳米NTO具有较低的撞击感度,但对热更为敏感。

2.7 纳米HNS

HNS(2,2′,4,4′,6,6′-六硝基均苯乙烯,俗称六硝基縣)是一种耐高温,机械感度和静电感度低,抗辐射性能好的钝感炸药。高纯、形貌稳定的超细HNS对窄脉冲冲击作用更为敏感,是冲击片雷管理想装药。

在纳米HNS的研制方面,美国Mound实验室[22]采用超临界重结晶法将HNS细化到纳米级。另外,中北大学王晶禹等[26,27,28]采用溶液急冷重结晶和溶剂-非溶剂重结晶相结合的方法得到了高纯纳米HNS颗粒,并对亚微米HNS的警惕性毛控制进行了研究。研究发现,经过纳米化后HNS的颗粒形貌更为圆滑,粒度分布处于58.9～231.6 nm之间,纯度由90.1%提高到99.44%,比表面积为19.27 m2.g-1。亚微米的HNS晶体形貌受到非溶剂P H值、非溶剂温度和晶体习性控制剂三种因素的影响。感度测试结果表明和原料HNS相比,纳米HNS的撞击感度有所降低,而冲击片感度得到提高。热分解温度在323～398℃。

3 讨论与展望

综上所述,国内外学者对纳米炸药的制备和性能都进行了大量的研究,并取得了一些积极的结果。但是纳米炸药的研究还处于起步阶段,大多制备工艺还不是很成熟,不具备批量生产的能力,这导致了其综合性能至今也没有得到全面研究。该领域的相关研究还任重道远。在今后的研究中,笔者认为应该侧重以下几个方面:(1)现有的制备工艺的优化。目前,大部分工艺都不具备大规模生产纳米炸药的能力,如何使其达到批量生产的目的是该领域研究的一个急需解决的问题。(2)纳米炸药的形成机理。对于不同的制备方法,纳米炸药的形成机理各不相同,深入的了解这些机理对纳米炸药的研制可以起到理论指导作用。这方面的研究也是该领域的一个研究重点。(3)新型的制备方法。随着科学技术的进步,新型的仪器和技术不断涌现,将这些新型的方法引入到纳米炸药的研制中是纳米炸药能否进一步发展的关键。(4)纳米炸药的应用。如何顺利地将纳米炸药应用到主装药、传爆药、推进剂和发射药中,也是今后的一个研究重点。

纳米材料的性能及研究 篇2

氟化聚酰亚胺光波导材料制备工艺及性能研究

为了能合成较大分子量的.氟化聚酰亚胺光波导材料,采用了几种不同制备工艺,找到了较好的合成大分子量氟化聚酰亚胺的工艺,利用智能傅里叶红外光谱仪测量了合成的氟化聚酰亚胺的红外光谱,证实了材料的结构.为了证实氟化聚酰亚胺可以作为优越的光波导材料,对材料做了热重分析和差示扫描量热测试,材料在530℃左右才会分解,说明材料具有良好的热稳定性.同时利用薄膜测试仪测试分析了材料折射率与含氟量以及折射率和温度之间的关系.结果表明,折射率与含氟量、温度都呈线性关系.

作 者：董林红 朱大庆 金曦 张雯 DONG Lin-hong ZHU Da-qing JIN Xi ZHANG Wen 作者单位：华中科技大学,光电子科学与工程学院,武汉,430074刊 名：激光技术 ISTIC PKU英文刊名：LASER TECHNOLOGY年，卷(期)：31(4)分类号：O621.2关键词：材料 折射率 棱镜耦合 氟化聚酰亚胺

纳米材料的性能及研究 篇3

摘要：针对石墨烯在铝基体中分散不均匀的问题，采用电荷吸引的方法，将用Hummers法制备的带负电荷氧化石墨烯加入到表面处理后带有正电荷的铝粉中，得到氧化石墨烯/铝复合粉末，最后采用粉末冶金制备出石墨烯增强铝基复合材料.使用扫描电子显微镜，X射线衍射仪和傅里叶变换红外光谱仪等对石墨烯增强铝基复合材料的显微组织和力学性能进行研究.实验结果表明：石墨烯均匀的分散在复合材料中，相比于纯铝，石墨烯的质量分数仅为0. 5%时，石墨烯增强铝基复合材料的维氏硬度和抗拉强度分别提高了19.7%和20%.

关键词：石墨烯；铝基复合材料；粉末冶金；力学性能

DOI：IO.15938/j.jhust.2015.03.012

中图分类号：TB331

文献标志码：A

文章编号：1007-2683（2015）03-0061-05

0 引 言

铝基复合材料具有密度小，耐蚀性强，导电导热性能优异，加工性能好等优点成为当前金属基复合材料研究的主流.随着汽车和航空航天领域的发展，尤其是在太空空间，电离辐射等恶劣环境中对金属基复合材料的比强度，比模量，耐蚀性，导电导热等性能要求更高，传统的陶瓷纤维和颗粒增强体已经不能满足对材料的要求，相比于陶瓷纤维增强体碳纤维和石墨颗粒增强体因为因为高的导热性，低的热膨胀系数，优异的阻尼能力和非常好的自润滑性能引起了许多研究者的关注.在最近几年因为石墨烯（Craphene）优异的机械性能和物理性能被认为是最理想的金属基复合材料增强体，相比于碳纳米管，石墨烯的二维结构使石墨烯更容易控制和分散在铝基体中，为进一步提高铝基复合材料的性能提供了新的途径.

但是因为石墨烯较大的比表面积，其在铝基体中很容易发生团聚现象，而传统的球磨分散方法并不能保证将石墨烯均匀的分散在铝基体中，同时在球磨过程中会形成加工硬化减弱石墨烯的增强效果.因此，为了将石墨烯均匀分散在铝基体中，本文首次采用了一种电荷吸引的方、法，，首先利用阳离子表面活性剂对铝粉进行表面修饰使其表面带有正电荷，再利用化学法制备带有大量的负电荷的氧化石墨烯（GO，graphere oxide）通过电荷吸引的方法使氧化石墨烯均匀分散在铝粉表面.最后采用粉末冶金的方法合成石墨烯增强铝基复合材料，通过电荷吸引的设计，解决石墨烯在铝粉中分散不均匀的现象.

1 实 验

1.1 氧化石墨烯的制备

首先采用改进的Hummers法制备氧化石墨烯，在冰浴条件下将0.5g天然石墨（≥99.0%），0.5g NaN03（≥99%）和23 mL浓硫酸（>95%）加入到锥形瓶中，然后将3g KMn04（≥99.5%）缓慢加入到锥形瓶中，控制温度不要超过20℃，混合后将烧杯移人温度为35 +5℃恒温水浴锅内反应1h，形成粘稠状液体.然后向上述锥形瓶中缓慢加入40 ml去离子水，水浴温度控制在90 +5℃，反应30 min，最后向锥形瓶中加入100 ml去离子水停止反应，再加入6 mL 30% H202使混合液颜色从棕色变为亮黄色，然后分别用浓度5%的稀盐酸和去离子水洗涤过滤3次，取出过滤产物，用足量去离子水溶解，超声波处理2h后形成氧化石墨烯胶体.

1.2复合材料的制备

将10g铝粉（10 - 30 μm）放入到烧杯中，然后加入质量分数为0.5%的十六烷基三甲基溴化铵溶液100 mL，室温下搅拌1h，最后进行洗涤，干燥，将处理后的铝粉放入到烧杯中加入100 mL去离子水，然后将质量分数0.5%的氧化石墨烯胶体缓慢加入到烧杯中，不断搅拌，直到溶液颜色由深棕色变为无色透明，最后过滤，干燥获得氧化石墨烯/Al复合粉体.将获得的复合粉体加入到直径为φ50的模具中，Ar气保护，在600℃，25 MPa压力下，烧结1h.同时在烧结过程中利用高温将氧化石墨烯还原，制备出石墨烯增强铝基复合材料.

1.3表征方法

采用多晶X射线衍射仪X' Pert PRO型对氧化石墨衍射峰和复合材料进行分析，采用EQUI-NOX255型红外光谱分析仪对氧化石墨烯的结构进行分析，采用FEI SIRION 200型扫描电镜观察氧化石墨烯样品的表面形貌和其分散情况.采用EveroneMH-6型显微维氏硬度计对材料的硬度进行测量；采用AGS-J型万能试验机对复合材料的拉伸性能进行检测.

2 结果与分析

2.1 氧化石墨烯的形貌与结构

图1为石墨和氧化石墨烯的XRD图谱如图所示，高纯石墨粉在20=26.5°处有一个特征衍射峰，代表石墨（002）晶面（d=0.34 nm），峰形窄而尖锐，表明所选用石墨原料的结晶度较好.经Hummer法在石墨粉内引入大量官能团与缺陷后，石墨的（002）晶面的衍射峰消失，而在20=100附近出现一个新的特征峰，并且峰的强度很弱，这表明石墨层间距离增加，结晶度变差.这是因为经过化学氧化处理，在石墨片层面内及边缘处引入了大量的含氧基团，官能团的嵌入是造成层间距加大的一个重要原因.同时，强酸作用破坏了石墨原本完美的晶型而产生大量缺陷，导致氧化石墨结晶度变差，无序性增加.

图2为氧化石墨烯的SEM图和FT-IR图，从图中可以看出氧化石墨烯在3410 cm-1附近有一个明显的吸收峰，应归属于氧化石墨烯结构中羟基的OH伸缩振动；图中2920、2850 cm-1处峰分别归属于CH2的反对称、对称伸缩振动峰；1737 cm-1位置的吸收峰应归属于羰基或羧基（C=0）的伸缩振动峰；1638 cm-1附近的吸收峰归属于C=C的伸缩振动；1397 cm-1附近的峰归属于结构中羟基的OH变形振动；1060 cm-1附近的峰归属于环氧基团（C-O-C）的伸缩振动.正因为上述极性基团的存在，氧化石墨烯在水溶液中经超声处理后，结构片层表面带有很强负电荷，同时因为这些基团的存在使得氧化石墨烯表面上存在大量的褶皱和缺陷，边缘处出现向内卷曲和折叠的现象.

图3为纯铝粉和复合粉体的SEM照片，从图中可以清晰的看到呈片状的氧化石墨烯薄片包覆在经过修饰后的铝粉表面，氧化石墨烯片在铝基体中分散的比较均匀，并没有明显的团聚现象的发生.

2.2石墨烯增强铝基复合材料的组织与性能

，

图4为复合材料的XRD图谱，从图中可以看出，复合材料经过烧结后并未出现明显的碳化物相.证明所制得的复合材料并没有发生明显的界面反应，复合材料强度的提高，主要是由石墨烯与铝基体的复合引起的，

图5（a）为质量分数0.5%graphene/AI复合材料的SEM照片，从图中可以看到石墨烯薄片聚集在晶粒边界处，分别对点A和点B进行能谱分析，结果如图5（b）和5（c）所示.在铝基体的晶粒内部铝元素量为100%，无石墨烯存在，在晶粒的边界处，也就是颜色较深的地方，可以检测出碳元素的存在，证明颜色较深的部位即为石墨烯薄片，可见石墨烯分散比较一致均匀，分散情况较好，且没有发现特别明显的团聚现象，粉末冶金过程对石墨烯的分散并没有影响.

图6，7分别为纯铝和复合材料的硬度测试和拉伸测试结果，可见当石墨烯的加入量仅为0.5%时复合材料的硬度值达到33 HV，相比与纯铝提高了19.7%；复合材料的抗拉强度达到了105 MPa，相比于纯铝提高了20%.但是复合材料的延伸率相比于纯铝发生了明显的下降，这主要是因为复合材料中石墨烯主要分布在颗粒边界处，当受到外力作用时，裂纹会优先在颗粒边界处形核，并不断扩展发生断裂，石墨烯的含量越高，复合材料的塑形越差.

3 结 论

纳米材料的性能及研究 篇4

预防外科感染、呼吸道传染, 阻止体液、血液传播疾病的主要途径是使用医用防护口罩[1], 这对医用防护口罩的防护等级提出了很高的要求。由单层或双层非织造布制成的传统医用口罩或其他防护产品, 由于非织 造材料的 纤维直径 粗、孔径大, 对于颗粒和直径较小的菌体的过滤效率较低[2]。 相比之下, 静电纺丝技术可以制备出具有比表面积大、直径细、多孔性等特性的纳米级纤维, 对颗粒、气体、液体的过滤效果显著。

醋酸纤维素 (CA) 是一种再生纤维素纤维, 以醋酸和纤维素为原料, 经酯化反应而得到。因其具有天然、无毒、环保、降解性好、价格低廉的特点, 应用比较广泛。目前国内对CA纳米纤维的研究报道主要有:CA及其复合纳米纤维在过滤方向的基本性能研究、CA纳米纤维制备的影响因素和工艺条件研究。

没食子酸 (GA) 是可水解鞣质的组成部分, 广泛存在于葡萄、茶叶等植物中, 是自然界存在的一种多酚类化合物, 具有无毒、价格低廉的特点, 已有文献证实GA具有抗炎、抗突变、抗氧化等多种 生物学活 性[3]。本实验在 之前研究 基础上[4,5,6], 选择强度好的纺粘非织造布作为表层, 以柔软性好的水刺非织造布作为内层, 结合CA载药纳米纤维制备了复合结构防护 口罩材料, 克服了静 电纺纳米 纤维强度 低的缺点[7], 同时解决了普通防护口罩用非织造布过滤性欠佳的问题, 并综合考虑抗菌性能和透气性等因素的影响, 为复合结构材料的实际应用提供思路。

1实验

1.1材料与设备

1.1.1材料与试剂

水刺非织造布 (粘胶;45g/m2) ;纺粘非织造布 (丙纶;40 g/m2) ;醋酸纤维切片, 乙酰化程度38%, MW=130000 (南通醋酸纤维有限公司) ;蛋白胨、琼脂粉、牛肉浸膏 (国药集团化学试剂有限公司) ;金黄色葡萄球菌 (ATCC6538, Staphylococcus aureus, 革兰氏阳性菌代表) ;大肠杆菌 (ATCC25922, Escherichia coli, 革兰氏阴性菌代表) 。

1.1.2实验设备

SU-1510扫描电镜 (日本, 日立公司) ;SW-CJ-IBU洁净工作台 (苏州, 安泰空气技术有限公司) ;EL204电子天平 (梅特勒-托利多仪器有限公司) ;SYQ-DSX-280B压力蒸汽灭菌锅 (上海, 申安医疗机械厂) ;MJ-160B-Ⅱ霉菌培养箱 (上海, 跃进医疗器械厂) ;LZC-H型滤料综合性能测试台 (苏州, 华达仪器设备有限公司) ;CFP-1100-A毛细管流动孔隙测量仪 (美国, 施多威尔有限公司) ;自制静电纺丝装置。

1.2复合结构防护口罩材料的制备

纺丝液配制:将CA切片溶于丙酮、N, N-二甲基乙酰胺的混合溶液 (3∶2 (体积比) ) , 配制成质量分数为13%的纺丝液。室温条件下, 将纺丝液置于磁力搅拌器上, 搅拌10h并静置一段时间, 待溶液内的气泡消失即为所用溶液。

静电纺丝:利用自制的平板接收式纺丝装置, 将纺丝液转移到储液管内, 将孔径为0.7mm的注射针头作为喷射的毛细管。纺丝工艺条件:接收板与针头之间的距离为16cm, 纺丝电压为18kV, 纺丝时间分别为9min、11min、13min、 17min、21min、25min、29min。将纺好的纳米纤维膜再与丙纶纺粘非织造材料复合, 制成“非织造布—载药纳米纤维膜—非织造布”的复合结构材料备用。

1.3性能测试及表征

1.3.1形貌观察

用SEM对CA纳米纤维、CA载药纳米纤维, 以及沉积载药纤维的水刺布表面进行形貌表征及直径测试。

1.3.2孔径大小及分布测试

利用毛细流动孔隙仪, 分别测试单层的纺粘和水刺非织造布, 以及不同纺丝时间 (9min、11min、13min、17min、21 min、25min、29min) 后复合结构材料的孔径大小及分布。

1.3.3过滤效率及过滤阻力的测定

在室温 (22 ℃) 、相对湿度为55%的条件下, 将试样裁成规定尺寸, 设定滤速5.33cm/s, 气体流量为32L/min, 测试各试样的过滤阻力和过滤效率。

1.3.4抑菌圈测试

将对照样 (纯CA膜) 和待测试样 (CA载药膜) 剪成直径为 (25±5) mm的试样, 使用抑菌圈法测试其抗菌效果。根据测得的抑菌圈宽度和试样下方细菌的繁殖情况来评定抑菌效果。对每个试样至少测量3处, 然后取其平均值。抑菌圈大小的计算公式为:

式中:R为抑菌圈宽度, D为抑菌圈外径的平均值, d为试样直径, 单位均为cm。

2结果与讨论

2.1形貌分析

对CA纳米纤维、CA载药纳米纤维, 以及水刺无纺布基载药纳米纤维进行SEM测试。利用ImageTool软件在SEM图上测量其直径, 每种样随机选取100根纤维测试, 最后计算纤维的平均直径及平均直径的CV值。

由图1 (a) 、 (b) 可看出, CA载药纳米纤维比CA纳米纤维直径更加均匀, 经测量CA载药纳米纤维平均直径为337 nm, CV值21%, CA纳米纤维 平均直径 为293nm, CV值47%。从图1 (c) 水刺无纺布基载药纤维的SEM图可看出, 纤维表面光滑均匀, 并且CA载药纳米纤维与水刺无纺布相比, 具有更细的直径, 比原非织造布材料孔径更小[8]。

2.2孔径大小及分布

孔径大小及分布对材料的透气性和过滤效果有重要的影响[9]。根据1.3.2的测试方法进行测试, 其结果如表1所示。复合材料的孔径分布比较均匀, 且呈正态分布, 在此仅列举纺丝29min时的材料孔径分布结果, 如图2所示。由表1测试结果可知:在实验条件下, 覆上纳米纤维膜后, 复合结构材料的平均孔径由67.23μm降至17.91μm;随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的平均孔径由17.91μm降至3.52 μm, 孔径变小。纳米纤维层的存在使得复合结构材料整体孔径变小, 而使材料的过滤性能有所提高, 随着纺丝时间的延长, 纤维不断堆积, 材料的孔径随着纺丝时间的延长而不断减小[9]。由此可得, 以CA载药纤维作为中间层, 可以使复合结构材料的孔径明显减小, 且其孔径分布更为均匀。

2.3过滤性能

2.2测试表明, 纺丝时间明显影响复合结构材料孔径及孔径分布等。孔径大小是影响材料过滤效果的重要因素, 但过滤性能与过滤介质密切相关。为此, 按照1.3.3的测试方法, 不同结构复合材料的过滤效率如表2所示。

由表2中可得出:与纯非织造布相比, 复合结构材料对不同粒径粒子的过滤效率都有不同程度的提高, 并且纺丝时间越长, 过滤效率提高得越显著[10], 尤其对于粒径在1μm以上的粒子, 过滤效果更加明显。对于粒径为1μm以下的粒子, 过滤效率提高得不是特别明显, 但也由最初的24.12%左右提高到了复合29min后的69.76%左右。

图3显示了纺丝时间对多层材料过滤阻力的影响, 随着纺丝时间的延长, 过滤阻力有所增加。这与前面过滤效率、 孔径的测试结果相一致。相对而言, CA载药纳米纤维直径比较细, 分布在非织造布的中间层, 有利于提高过滤效率, 可见多层材料对过滤性能的提高起到很重要的作用, 但是这也造成了材料过滤阻力的增大, 系统能耗的增加[11]。所以在提高过滤效率的同时, 为保证较低的过滤阻力, 纺丝的时间不宜过长。

2.4抗菌性测试结果与分析

对于静电纺纳米薄膜的抗菌性能检测, 目前国内尚无统一评价标准。本实验参照纺织品抗菌性能的评价方法, 采用抑菌圈法对CA载药纳米 纤维膜的 抗菌性能 进行定量 检测[12]。参照标准GB/T 20944.1-2007琼脂平皿扩散法, 对E.coli及S.aureus两种代表 性菌体进 行细菌繁 殖效果测 试[13], 测试结果如图4、图5所示。

从图4 (b) 、图5 (b) 中可以明 显看到, 没有添加GA的CA纳米纤维膜没有抑菌圈, 并且试样下方细菌的繁殖情况只是轻微地减少, 因而可以判定, 纯CA纳米纤维膜对E.coli及S.aureus的抗菌效果有限。从图4 (c) 、图5 (c) 中可以看出, 试样周围开始出现抑菌圈, 且试样下方没有细菌繁殖, 对两种菌的抗菌效果比较好, 具体抑菌圈的宽度见表3。从表3中可以看出, E.coli的抑菌圈宽度为1.40cm, 而S.aureus的抑菌圈宽度达到了2.30cm, 对S.aureus的抑菌圈宽度要稍大于E.coli的抑菌圈宽度, 表明CA载药纳米纤维膜对S. aureus的抗菌效果强于E.coli。

3结论

(1) 在本实验条件下, 在水刺非织造基表面可以纺出连续均匀且表面光滑, 直径在250~300nm之间的CA纳米纤维, CA载药纳米纤维比纯CA纳米纤维直径稍粗但直径分布更加均匀, 平均直径由载药前的293nm变为载药后的337 nm, CV值由载药前的47%变为载药后的21%。

(2) 随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的平均孔径减小, 由最初的17.91μm降至3.52μm, 且其孔径分布更为均匀。

(3) 随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的过滤效率明显提高, 对粒径为1μm以下粒子, 过滤效率由非织造布的24.12%左右提高到了69.76%左右 (纺丝时间29min) 。

(4) 纯CA纳米纤维膜对大肠杆菌和金黄色葡萄球菌没有抑菌效果, CA载药纳米纤维膜对大肠杆菌、金黄色葡萄球菌有明显的抑菌圈, 宽度分别为1.40cm、2.30cm, 载药纳米纤维作为复合结构防护口罩的芯层, 具有抗菌抑菌性能。这表明CA载药纳米纤维膜与传统非织造材料结合制备的复合结构材料能够应用于医用防护口罩及其他防护产品。

摘要：利用静电纺丝技术, 在粘胶水刺非织造基表面沉积时长分别为9min、11min、13min、17min、21min、25min、29min, 质量分数为13%的醋酸纤维素 (CA) 载药纳米纤维, 药物为没食子酸 (GA) , 再在表层覆盖丙纶纺粘非织造布, 作为复合结构防护口罩材料。采用扫描电镜对非织造布及载药纳米纤维膜进行形貌表征, 测试其孔径大小及分布, 并进行了过滤效率、过滤阻力、抗菌性能测试。结果表明:在实验范围内, 纳米纤维连续均匀, 负载药物后的纳米纤维比纯CA纳米纤维直径稍粗, 但直径更加均匀;随纺丝时间延长, 复合结构材料孔径变小、孔径分布更均匀;并且对1μm以下的粒子的过滤效率从24.12%提高到69.76%左右, 但对过滤阻力影响不大;复合结构材料对大肠杆菌和金黄色葡萄球菌的抑菌圈宽度分别达到1.40cm和2.30cm, 具有良好抗菌抑菌性能。

常用材料的性能及应用范围 篇5

一、钢材的基础知识

1、钢材的化学成分：钢材的化学成分主要包括以下几种：C Si Mn Mo Cr Ni V Ti W Nb Cu Al P S，专门用途的钢材，在牌号前部加上代表该钢用途的代号。也有在钢材牌号后面加上A、E 等符号，这里的A、E不是钢材的化学元素符号，而是代表另外一种用途的钢种。例如：0Cr18Ni9、00Cr17Ni14Mo2、1Cr5Mo、35CrMoA、Y1Cr17。

2、钢材的机械性能（力学性能）：钢材的机械性能常用的主要有以下几种：抗拉强度、屈服强度、延伸率、断面收缩率、冲击值、布氏硬度、铬氏硬度、维氏硬度。

a）抗拉强度：在用金属试样作拉伸试验时，在试样要拉断前所承受的最大负荷与试样原始截面之比，称为强度极限或抗拉强度，用“σb”表示，单位为“MPa”。

b）屈服强度：材料在拉伸过程中，当载荷达到某一值时，载荷不变而试样仍继续伸长的现象称为屈服。材料开始发生屈服时所对应的应力，称为屈服点、屈服强度或屈服极限，用 “σS”表示，单位“MPa”在进行阀门设计时，抗拉强度和屈服强度是选择阀门主要部件材料的主要依据。

c）延伸率：金属材料在作拉伸试验时，试样拉断后，其标距部分的总伸长△L与原标距长度L0之比的百分比，称为伸长率或延伸率，用“δ”表示。

d）断面收缩率：金属材料在拉断后，其缩径处横截面积的最大缩减量与原横截面积的百分比，称为断面收缩率，作“ψ”表示。延伸率和断面收缩率是检验金属材料塑性的主要依据。延伸率或断面收缩率太小，材料就成了脆性材料，如铸铁。

e）冲击韧性：用一定尺寸和形状的试样，在规定类型的试验机上，用大能量一次冲击，将冲断试样所消耗的功Ak除以缺口处的断面积Fo，即为冲击韧性，用“Ak”表示，单位为J/cm。

2f）布氏硬度、铬氏硬度、维氏硬度是三种不同的检验钢材硬度的的方法，单位分别为“HB”、“HRC”、“HV”。他们互相之间有一定的换算关系，同时他们与材料的抗拉强度也有一定的换算关系。

材料的机械性能除上面讲过的以外还有其他的几种如：（强度方面）疲劳极限、持久极限、蠕变极限；（塑性方面）冷弯性能、压扁试验；（韧性）应变时效冲击敏感性、脆性转变温度；（脆性）低温冷脆、应变时效脆性、回火脆性；（刚度）弹性模量E等。特别是在高温情况下使用的材料，这些性能就更为重要。

3、金属材料的腐蚀性能:

腐蚀的类型主要有: 点蚀：金属表面产生点状腐蚀，并从表面向内部扩展，形成孔穴。选择性腐蚀：金属中某些组分不按其在合金中所占的比例进行反应所发生的合金腐蚀。晶间腐蚀：沿着或紧挨着金属的晶粒边界发生的腐蚀。应力腐蚀：由残余或外加应力导致的应变和腐蚀联合作用所产生的材料破坏过程。龟裂：金属表面产生的网状细裂纹。氢脆：由于吸氢使金属的韧性和延伸性降低的过程。氢脆有时导致断裂。氢蚀：高温下（200℃以上）氢和钢中的渗碳体（Fe3C）发生还原作用生成甲烷导致沿金属晶界腐蚀的现象。

4、金属材料的金相组织状态：奥氏体：是碳在γ-Fe中的固溶体。在合金钢中则是碳和合金元素溶液于γ-Fe中所形成的固溶体。以大写字母A表示。铁素体：碳在α-Fe中的固溶体，通常以大写字母F表示。铁素体的性质接近纯铁，塑性、韧性高，强度低。渗碳体：铁和碳的化合物，用Fe3C表示，含碳量为6.69%其性能硬而脆,几乎没有塑性。殊光体：由铁素体和渗碳体相间排列的片层状组织，按片间距的大小，分别称为珠光体、索氏体和屈氏体，以大写字母P、S、T表示。珠光体中的渗碳体呈粒状分布在铁素体基体上的组织，称为粒状珠光体。马氏体：碳在α-Fe中的过饱和固溶体，是钢通过淬火使奥氏体过冷到MS点以下转变而成的，用大写字母M表示。马氏体具有高硬度、但较脆、淬火后可使钢得到强化，低碳马氏体则具有高的硬度和韧性的良好的综合机械性能。贝氏体：奥氏体过冷到中温区间转变而成的产物，组织是过饱和铁素体和渗碳体的混合物。根据形成温度的高低分上贝氏体和下贝氏体。下贝氏体有较好的机械性能。

5、金属材料的热处理：

将固态金属或合金，在一定介质中加热，保温和冷却，以改变其整体或表面的组织状况（金相组织），从而获得所需性能的工艺过程，称为热处理。

重结晶：固态金属及合金，在加热或冷却通过临界点时，金属内部结构从一种晶体结构转变为另一种晶体结构的现象儿为重结晶。

过热：金属或合金在热加工时，由于温度过高，晶粒长的很大，致使性能显著降低的现象，称为过热。过热的材料可以通过热处理的方法使其恢复。

过烧：金属或合金加热温度达到固相线附近时，发生晶界开始部分熔化或氧化的现象，称为过烧。过烧的金属或合金不能通过热处理的方法使其恢复。

时效：合金经固溶处理或冷变形后，性能随时间而变化的现象，称为时效。由固溶处理所引起的时效称为热时效或淬火时效，而由冷变形所引起的时效称为应变时效或机械时效。

退火：把钢加热到临界点（Ac1或Ac3）或再结晶温度以上，保温硬度时间，然后缓慢冷却，使组织达到接近平衡状态的热处理过程，称为退火。退火又可分为完全退火、去应力退火、再结晶退火等。

正火：将钢加热到Ac3（或Acm）以上30~50℃，保温后在空气中冷却，得到珠光体型组织的热处理操作过程称为正火。正火主要用于碳钢与低合金钢，细化晶粒，改善组织，提高其机械性能。

回火：钢淬火后为了消除残余应力及获得所需的组织性能，把以淬火的钢重新加热到AC1以下温度，保温后机械冷却的热处理工艺，称为回火。回火又分低温回火、中温回、高应回火。低温回火：回火后钢有较高的硬度和较好的耐磨性。（200~300℃），中温回火：回火后钢有足够的硬度和较高的弹性强度并保持一定的韧性。（400~600℃），高温回火：回火后钢既有较高的强度和硬度又有较好的韧性。（600℃以上）。

调质：淬火加高温回火（获得索氏体组织）获得强度和韧性相配合的综合机械性能。固溶处理：将合金加热到高温单相区，经过充分的保温，使过剩相充分溶解到固溶体中后快速冷却，以得到过饱和固溶体的工艺过程。固溶处理改善了金属的塑性和韧性，并为进一步沉淀硬化处理准备条件。

沉淀硬化：从过饱和固溶体中析出弥散的碳化物或金属化合物等第二相而引起的硬化现象，称为沉淀硬化。金属经过固溶处理后加热到480~630℃保温一小时空冷，或获得HB900~1150状态的马氏体组织。

6、按金相组织区分的合金钢、不锈钢、耐热钢金属材料类型：珠光体型、马氏体型、铁素体型、奥氏体型、铁素体-奥氏体型、沉淀硬化型。

二、常用优质碳素钢

（一）20、20g、20G、20R号钢：20号钢是使用较多的低碳钢，也是优质碳素钢。主要用途是制作各种高压管件、水冷排等。焊接性能优良，因此广泛用于需要焊接的管件制作上。对于20号钢根据其用途的不同，可分为20、20g、20G、20R等几种，这四种材料的化学成份没用太大的区别，但是其机械性能有较大的区别。因此对这几种钢的冶炼方法，检验方法及热处理都有不同的要求。

（二）25、35、45号钢：25、35、45号钢是比较常用的优质碳素钢，按其含碳量的多少可知，25号钢为低碳钢，而35、45号钢为中碳钢。使用25号钢作碳钢高压阀门的阀体，具有优良的

工艺性能，焊接性好，通过正火又可以得到较好的综合机械性能，完全满足阀门设计的需要。

35、45号钢用来作阀体、法兰、螺栓、螺母、各种管件等。

三、常用低合金结构钢16Mn：具有低合金结构钢的特性，具有良好的综合机械性能、焊接性能、工艺性能及低温冲击韧性，冷冲压及切削性能好。广泛应用于石油化工设备。主要用来制作中、低压管件。

四、常用合金结构钢和耐热钢：具有良好的淬透性又有较高的强度、塑性和韧性，还具有一系列特殊的力学性能和物理性能，如抗蠕变和持久破断能力、抗松驰性、抗氧化性和介质腐蚀性能、组织稳定性等。这类钢与高合金钢相比，有冷热加工工艺性能优越，在工作条件范围内，力学性能高，属于比较经济的材料。

（一）常用合金结构钢40Cr、35CrMo：

40Cr是机械制造业常用的钢种，此钢具有良好的淬透性，有较高的疲劳强度。主要是作中低压阀门的阀杆。40Cr钢的焊接性能较差，有形成裂缝的倾向。如必须焊接要制定焊接工艺规范，焊前要预热，焊后要进行热处理。40Cr钢可进行正火、调质等各种形式的热处理，热处理的温度不同，可以得到所需的各种不同的机械性能。

25CrMo钢是常用的紧固件用合钢结构钢，在淬火高温回火后有很好的综合机械性能。此钢调质后有良好的抗松弛性、持久塑性和组织稳定性；有较高的疲劳极限和抗冲击的能力；在高温（550℃）条件下亦有较高的强度，因此该钢也是较常用的紧固件用耐热钢；此钢的低温韧性良好。常用此钢制造480℃以下使用的双头螺栓、510℃以下的螺母及温度低于400℃条件下工作的法兰、盲板等。

（二）常用耐热钢15CrMo、12Cr1MoV、1Cr5Mo、10MoWVNb、12SiMoVNb：

在高温条件下工作的部件用钢称为耐热钢。耐热钢通常应具备两种性能：一种是能在高温下长期工作而不致因介质的侵蚀导致破坏，即高温化学稳定性，适应这种性能的称为热稳定钢；另一种是在高温下仍具有较高的强度，在受载下不产生大的变形和破断，称为热强钢。可见，耐热钢应具备抗氧化性及高温力学性能。耐热钢不但在常温下有较好的机械性能，而且在高温工作条件下也要有较好的机械性能。因此，耐热钢除了具有常温用钢材的机械性能外，还应具备在高温条件下能正常工作所需的机械性能。选择含碳量低的钢或在钢中加入能形成稳定性高的碳化物的合金元素，如铬、钼、钨、钛、铌等是提高钢的抗氢腐蚀的主要措施。

12Cr1MoV钢有很好的高温力学性能，钢的组织稳定，在540℃条件下长期运行有很高的持久强度、蠕变强度和抗氧化性能。我国引进了美国标准TP304H（1Cr18Ni9）、TP347H等奥氏体热强钢，其性能更优于12Cr1MoV钢。该种钢材在电站用阀门、管件上还在广泛使用。

10MoWVNb与12SiMoVNb是我国自主研发的抗氢钢新钢种。这两种钢主要用于中置式锅炉系统有关设备，三十万吨合成氨装置开工加热炉，氨合成塔内件。炼油，石油化工加热炉及废热锅炉炉管等600~650℃以下耐热用钢；这些设备的管线、阀门、管件等均在高压（32MPa），中温（400℃），高温（600~650℃）氢、氮、氨介质条件下工作，不仅要求钢材有一定的综合机械性能，而且要求具有良好的耐氢、氮、氨腐蚀，抗中、高温的耐热强度，同时还要求加工制造和焊接性能好等。12SiMoVNb主要是用在中置锅炉（400℃），PN32MPa的加氢装置中，作抗氢钢使用。12SiMoVNb还具有较好的加工性能，可进行煨弯、锻造、车削、气割、机械加工、等各种加工形式，工艺性好。

常用美标低合金耐热钢：经常遇到的美标低合金耐热钢是F11、F12、F21、F22这几种型号，他们与国产12CrMo、15CrMo、12Cr1MoV、1Cr5Mo、有相同的方面，比如都是低合金耐热钢，都具有优良的工艺性能，焊接性好。在高温下工作有一定的热强性和抗氧化性。但是二者又不完全相同，美标低合金耐热钢的铬含量高于国产钢12CrMo、15CrMo、12Cr1MoV，低于1Cr5Mo。

五、常用的不锈钢：

不锈钢的耐腐蚀性能，一般认为是由于在腐蚀介质中的作用下其表面形成了“钝化膜”的结果，而耐腐蚀的能力则取决于“钝化膜”的稳定性。这除了与不锈钢的化学成分有关外，还与腐蚀介质的种类、浓度、温度、压力、流动速度以及其他因素有关。不锈钢的种类很多，按照我国国家标准GB/T13304—91《钢分类》以及 国际上通用的分类方法是按钢的金相组织划分，分为5类即：马氏体型不锈钢、铁素体型不锈钢、奥氏体型不锈钢、奥氏体-铁素体型不锈钢、沉淀硬化型不锈钢等五种。下面分别介绍我公司常用不锈钢：1Cr13、2Cr13、3Cr13、0Cr18Ni9Ti、1Cr18Ni9Ti、0Cr18Ni12Mo2Ti、00Cr17Ni14Mo2、0Cr17Ni4Cu4Nb、0Cr17Mn14Mo2N、00Cr22Ni5Mo3N等。

（一）马氏体不锈钢：1Cr13、2Cr13、3Cr13

具有良好的淬火性能、较高的韧性和冷变形性，通过淬火和高温回火可以得到优良的综合机械性能。有良好的耐蚀性；在淡水、蒸汽、湿大气条件下有足够的抗锈性和耐蚀性。这三种钢被

广泛用于阀门制造业，1Cr13钢热处理后，主要用来制造要求韧性较高、承受冲击载荷的零件，如水压机阀、紧固件等；2Cr13用的最多，它可以用作各种高压阀门的阀杆，高、中、低压阀门的阀瓣，阀座。如我公司生产的合成氨高压截止阀，抗氢钢截止阀等，阀杆全是2Cr13，他不但强度高，而且在425℃的温度下仍有较好的强度和耐腐蚀性；3Cr13主要用来制造要求强度较高的结构件，如螺栓、阀门阀瓣、阀座等。

（二）奥氏体不锈钢：奥氏体型不锈钢分为铬镍钢和铬锰钢两大类。1、18-8型奥氏体不锈耐酸钢：0Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti

0Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti都是典型的18-8型奥氏体不锈耐酸钢。与之为一个种族的还有1Cr18Ni9、0Cr18Ni9Ti 等。18-8型钢具有较好的抗晶间腐蚀性能，优良的耐腐蚀性能和冷加工冲压性能。对硝酸有很强的抗腐蚀性；对碱溶液及大部分有机酸和无机酸都有一定的抗腐蚀能力。1Cr18Ni9Ti常用作酸容器和耐酸设备的衬里、输送管道，如氮肥工业用的吸收塔、热交换器等。我公司生产的各种耐酸、碱的阀门中，阀体材料以“P”为标志的都是以这两种材料为主。2、18-12型奥氏体不锈耐酸钢0Cr18Ni12Mo2Ti、1Cr18Ni12Mo2Ti

在化肥行业，最早使用在尿素管路中的不锈耐酸钢就是0Cr18Ni12Mo2Ti，被化肥行业通称为Mo2Ti钢，随着不锈耐酸钢材料的发展，后来逐渐有了00Cr17Ni14Mo2，用以取代了0Cr18Ni12Mo2Ti。到现在随着国外材料的引进化肥厂生产效益的不断提高，人们越来越追求更加优良的钢种用于尿素生产设备，于是又出现了316L和尿素级不锈钢316LMod、25-22-2等等。

3、超低碳不锈钢00Cr17Ni14Mo2、00Cr17Ni14Mo3

这两种钢是广泛应用的超低碳不锈耐酸钢，对各种无机酸、有机酸、碱、盐类（如来硫酸、硫酸、磷酸、醋酸、甲酸、氯盐、卤素、来、亚硫酸盐）均有良好的耐蚀性，由于含碳低，因此晶间腐蚀倾向比0Cr18Ni12Mo2Ti、1Cr18Ni12Mo2Ti钢小，有优良的焊接性能，适合于多层焊接，焊后无刀口腐蚀倾向。是制造合成纤维、石油化工、纺织、化肥、印染及原子能后处理等工业设备的重要耐蚀钢材料。00Cr17Ni14Mo2在我公司应用较多，主要是用来制造尿素装置用高压阀门和各种尿素装置用高压管件。它在尿素及甲胺液介质中的耐腐蚀性远高于0Cr18Ni12Mo2Ti。同时也用来制作尿塔衬里等。

（三）双相不锈钢

双相不锈钢是在其金相组织中即有奥氏体组织，也有铁素体组织的钢，如果以奥氏体为基体，则铁素体组织约占15%~50%；如果以铁素体为基体，则奥氏体组织约15%~50%即可称为双相不锈

钢。双相不锈钢即具有奥氏体钢的特点，又具有铁素体钢的特点，近些年来随着煤化工的发展，双相不锈钢的开发与使用越来越广泛。双相不锈钢如果以铬含量的多少来进行分类的话，可分为18%Cr系、22%Cr系、25%Cr系和28%Cr系。在双相不锈钢组织中，铬、钼、硅等铁素体元素浓缩在α相中，而镍、锰、碳和氮等奥氏体稳定元素浓缩在γ相中。

1、双相不锈钢有以下特点：

a、含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物腐蚀的性能。

b、含钼双相不锈钢有良好的耐孔蚀性能，相当于316L的耐孔蚀性能。含25%Cr的双相不锈钢的耐孔蚀性能超过316L。

c、双相不锈钢具有良好的耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能。

d、双相不锈钢具有良好的综合力学性能。有较高的持久强度和耐疲劳性能，其屈服强度是18-8型奥氏体不锈钢的2倍。经固溶处理后的双相不锈钢的延伸率达到25%、韧性值在100J以上。

e、双相不锈钢可焊性良好，热裂倾向小。一般焊前不需预热，可与碳钢及其他奥氏体钢异种焊接。

f、含低铬（18%Cr）的双相不锈钢热加工温度范围比18-8型奥氏体不锈钢宽，抗力小。j、与奥氏体不锈钢相比，导热系数大，线膨胀系数小。

h、有高铬铁素体不锈钢的各种脆性倾向，不宜用在高于300℃的工作条件下使用。

2、国产双相不锈钢

a、0Cr21Ni5Ti、1Cr21Ni5Ti（22%Cr系）这两种不锈钢都是我国为代替1Cr18Ni9Ti钢而设计的。他们比1Cr18Ni9T有更优良的机械性能，特别是强度高，广泛用于化学工业，食品工业和航空工业。这种钢我公司还没使用过，不作进一步介绍。

b、1Cr18Mn10Ni5Mo3N、0Cr17Mn14Mo2N（18%Cr系）这两种不锈钢是以Mn、N代Ni的双相不锈钢，具有良好的耐蚀性能，并有良好的机械性能和工艺性能，他们在制造丙烯腈和尿素等工业设备中用来代替0Cr18Ni12Mo2Ti、00Cr17Ni14Mo2具有良好的耐蚀性能。如在全循环法生产尿素的合成塔内件、蒸发器、甲铵泵等使用1Cr18Mn10Ni5Mo3N取得良好的效果。他们可以代替18-8型不锈钢使用。其中0Cr17Mn14Mo2N钢也称A4钢。近些年该钢在化工系统，特别在尿素生产设备（如合成塔、高压分离器等）上得到进一步利用。0Cr17Mn14Mo2N（A4钢）的晶间腐蚀试验采用T法,即硫酸铜加硫酸加铜屑法。650℃敏化处理时间为30分钟至一小时。此钢在适当的工艺条件下有良好的可焊性。

c、00Cr22Ni5Mo3N等仿美标准生产的双相不锈钢：这些双相不锈钢是我国仿照美国标准生产的钢种，其化学成分与机械性能及热处理与美国标准的双相不锈钢相同。

d、国产双相不锈钢的热处理及机械性能

00Cr22Ni5Mo3N等仿美标产品，大量用在煤气化工程中。由于国际上石油不断长价，因此我国好多企业利用我国煤碳资源丰富的特点，煤改油变成了油改煤。引进英国壳牌公司的技术，利用煤碳资源制造合成氨和生产甲醇。煤碳在粉碎、升温变成粉沫（粉煤灰）的过程中产生大量的H2S气体，对金属的腐蚀性十分严重。而双相不锈钢是耐H2S腐蚀的最好材料，同时其强度又比奥氏体不锈钢高，适应这种生产环境。因此被大量采用制造煤气化工程中的各种管件，阀门等。我公司2004~2006年曾为中国石化集团、柳化、洞氮化肥厂等多家企业设计制造双相不锈钢截止阀、球阀等。其中十英寸大口径双相不锈钢球阀为我公司独创。

沉淀硬化型不锈钢：0Cr17Ni4Cu4Nb（17-4PH，S17400）是一种具备不锈钢特有的耐蚀性外，还可以通过进行时效处理（使钢中的碳化物沉淀析出），从而达到提高强度实现沉淀硬化的高强度不锈钢。沉淀硬化不锈钢分为马氏体系沉淀硬化不锈钢、半奥氏体系沉淀硬化不锈钢、奥氏体系沉淀硬化不锈钢、铁素体系沉淀硬化不锈钢、和奥氏体-铁素体系沉淀硬化不锈钢。我国钢材标准GB/T1220—1992中以经列入的这类钢有马氏体型0Cr17Ni4Cu4Nb、半奥氏体型0Cr15Ni7Mo2Al、0Cr17Ni7Al三种沉淀硬化不锈钢，此钢具有易强化又耐腐蚀的性能。

六、美国标准不锈钢简介

随着经济的发展和引进技术的增加，化工行业引进了大量的外国先进工艺和设备，有的成套引进外国设备，而这些外国设备中，使用的阀门、管件等产品，大量使用美国标准材料，其中我们大家比样熟悉的材料有304、304L、316、316L、316L Mod等等。美国钢铁牌号表示方法较多，但我们常见的主要是ASTM（美国试验和材料学会）表示方法。

1、奥氏体型不锈耐酸钢316L、316LMod

这两种钢都是为高压尿素工艺生产的需要而生产的特种不锈钢，由于工艺条件的强腐蚀性和腐蚀机制的复杂性，因此在开发316L的基础上调整了铬、镍、钼的含量并添加了氮后形成了316LMod尿素级不锈钢。对于316LMod除了化学成分及金相组织（铁素体含量最高为0.6%）有了更严格的限制以外，对其晶间腐蚀试验的取样方法和试验方法以及合格标准（最大腐蚀率为0.60mm/a）都有了比316L更严格的限制。

2、尿素级不锈钢的新钢种UNS N031050、U1、U2，（通常称为25/22/2）

尿素级316LMod 在尿素合成塔液相介质中使用多年后，仍存在晶间腐蚀的现象，这是因为316LMod 焊缝中存在少量铁素体，使其发生选择性腐蚀。同时316LMod 还存在缝隙腐蚀、点蚀、应力腐蚀等局部腐蚀形式。UNS N031050是高合金奥氏体钢，具有较强的耐腐蚀性。

纳米材料的性能及研究 篇6

摘要：采用超声波分散方式将纳米CaCO3掺入水泥基材料，研究了不同掺量纳米CaCO3对水泥基材料性能与结构的影响，并利用X射线衍射和扫描电镜分析其影响机理.结果表明：掺入纳米CaCO3后，水泥基材料流动度降低，浆体表观密度增大，抗折和抗压强度提高.纳米CaCO3掺量为1.5%（质量分数）时，对水泥基材料的力学性能提高最为显著，纳米CaCO3掺量过多则不利于强度发展.纳米CaCO3的掺入会加速水泥的水化，早期使水化产物Ca（OH）2等增加；纳米CaCO3改善了界面结构和水泥石结构，使水泥基材料的结构变得更加均匀密实.结果显示纳米CaCO3掺入后对水泥基材料的力学性能与结构有利.

关键词：纳米CaCO3；水泥基材料；强度；微观结构

中图分类号：TU528文献标识码：A

纳米技术是在20世纪末逐渐发展起来的前沿交叉性的新兴学科.如今，该技术已经渗透到诸多领域，建筑材料领域就是其中之一.通过对传统建筑材料的改性表明该技术具有很大的应用潜力和前景[1-3].纳米颗粒因其尺度在纳米范围，从而具有小尺寸效应、表面效应、量子尺寸效应及宏观量子隧道效应[4]，具有传统材料所不具备的一些新特性.

纳米CaCO3是目前最大宗也是最廉价的纳米材料之一，其价格约只有纳米SiO2的十分之一[5].目前国内外学者对纳米SiO2在水泥基材料中的应用有较多研究，而对纳米CaCO3的研究相对较少.王冲等[6]研究了纳米颗粒在水泥基材料中应用的可行性.黄政宇等[7]研究了纳米CaCO3对超高性能混凝土的性能影响，研究表明掺入纳米CaCO3能促进水化反应，使超高性能混凝土的流动性下降，能提高超高性能混凝土的抗压强度及抗折强度.Sato等[8]采用传导量热法发现，纳米CaCO3的掺入可以显著加快早期的水化反应，且掺量越多加快效果越明显.Detwiler和Tennis[9]发现，在水泥水化过程中，石灰石粉颗粒会成为成核的场所，增加了水化产物C-S-H凝胶沉淀在石灰石粉颗粒上的概率，加快了水泥石中C3S的水化.本文通过超声波分散方式将纳米CaCO3掺入水泥基材料中，研究其对水泥基材料性能和结构的影响，并进一步通过XRD和SEM分析纳米CaCO3对水泥基材料的影响作用机理，以期为纳米CaCO3在水泥基材料的工程应用提供理论基础.

1原材料与方法

1.1原材料

水泥为P·O42.5R普通硅酸盐水泥，由重庆天助水泥有限公司生产，化学成分见表1；细集料为岳阳产中砂，细度模数为2.48；高效减水剂为重庆三圣特种建材股份有限公司生产的聚羧酸系高效减水剂，固含量为33%；纳米CaCO3由北京博宇高科新材料技术有限公司生产，表现为亲水性，部分技术指标列于表2，扫描电镜图见图1，X射线衍射结果见图2.

1.2试验方法

1.2.1纳米CaCO3分散方式

根据前期试验验证，超声波分散方式对纳米CaCO3有更好的分散效果.制备水泥砂浆试件时，将减水剂和纳米CaCO3加入水中，超声波分散10 min，再手工搅拌2 min，以待测试.

1.2.2表观密度

水泥浆体表观密度试验采用水泥净浆，水胶比为0.29，减水剂掺量为胶凝材料质量的0.15%，纳米CaCO3掺量分别为胶凝材料质量的0.5%，1.5%，2.5%.试验所采用容器为1 L的广口瓶，采用水泥净浆搅拌机制样，放在振动台上振捣密实.

1.2.3流动性测试及成型

流动度试验按照GB/T2419-2005《水泥胶砂流动度测定方法》进行；力学性能试验按照GB/T17671-1999《水泥胶砂强度检验方法》进行.将水泥和砂在搅拌机中搅拌90 s，再将分散有纳米CaCO3和减水剂的溶液倒入干料中搅拌90 s.采用40 mm×40 mm×160 mm三联钢模成型，1 d后脱模，在温度为（20±2） ℃的饱和石灰水中养护至相应龄期.水泥砂浆试件的配合比见表3，其中纳米CaCO3和聚羧酸减水剂以胶凝材料的质量百分比掺入.

1.2.4微观测试试验

XRD分析测试采用日本Rigaku公司D/MAX2500PC型X射线衍射仪.测试条件：Cu靶，管压40 kV，电流100 mA，扫描步长0.02°，扫描速度4 °/min，扫描范围5°～70°.样品采用与表3相同胶凝材料组成与水胶比的水泥净浆，养护至规定龄期破碎取样，放入无水乙醇中浸泡3 d以终止水化，置于50 ℃干燥箱中干燥24 h，取出样品用研钵研磨过0.08 mm方孔筛，将过筛的粉末样品置于干燥器中以待测试.

扫描电镜测试采用捷克TESCAN公司生产的Tescan VEGA Ⅱ LMU型扫描电子显微镜（Scanning electron microscope，SEM），测试样品取自强度测试破坏后的砂浆试块，放入无水乙醇中浸泡3 d终止水化，装入50 ℃干燥箱中干燥24 h，将样品真空镀金，在20 kV高压钨灯下分析其微观形貌.

2结果与分析

2.1纳米CaCO3对水泥基材料表观密度的影响

对新拌的水泥净浆浆体进行表观密度测试，试验结果如图3所示.

结果表明，随着纳米CaCO3掺量的提高，水泥浆体的表观密度随之增大.掺量从0%增加到2.5%时，表观密度由1.98 g/cm3提高到2.10 g/cm3.表明纳米CaCO3可填充水泥浆体中熟料颗粒之间空隙，使浆体的结构更加密实.

2.2纳米CaCO3对水泥基材料流动性的影响

按表3拌制水泥砂浆测试流动度，结果如图4所示.随着纳米CaCO3掺量的增大，砂浆的流动度逐渐减小.这是因为纳米CaCO3比表面积大，其颗粒表面吸附更多的水导致需水量增大[10]，纳米CaCO3同其它超细粉料一样可以填充熟料颗粒之间的空隙，将熟料颗粒之间的填充水置换出来，起到减水作用，但纳米CaCO3颗粒比表面积过大，其增加需水量的作用远远大于减水作用，宏观表现为水泥砂浆的流动度减小.

2.3纳米CaCO3对水泥基材料力学性能的影响

按表3拌制水泥砂浆，分别测试3 d和28 d的抗压和抗折强度，结果如图5和图6所示.

由图可知，纳米CaCO3提高了水泥砂浆的3 d及28 d强度.1.5%的纳米CaCO3掺量效果最好，其3 d的抗压和抗折强度较基准组分别提高20.6%和17.7%，28 d的抗压和抗折强度较基准组分别提高22.9%和11.1%.然而掺量增加到2.5%时，砂浆强度相较于1.5%掺量明显下降.由试验结果可知纳米CaCO3的掺量不宜过多，存在一个最佳掺量[11-12]，在本研究中这个最佳掺量为1.5%.

纳米CaCO3可以提高水泥基材料早期强度有以下几方面原因：纳米CaCO3可以起到超细微集料的作用，填充熟料颗粒周围的空隙，使结构变得更加密实从而提高强度，这与图3结果一致；纳米CaCO3可以明显降低Ca（OH）2在界面处的密集分布和定向排列，有助于改善界面的综合性能[13]；纳米CaCO3可促进C3A与石膏反应生成钙矾石，钙矾石与纳米CaCO3反应生成碳铝酸钙也是早期强度提高的原因之一[13].而文献[14]也指出，纳米颗粒掺量过多容易产生团聚，并包裹水泥颗粒，因而阻碍水化反应，使得强度下降.纳米CaCO3掺量过多所造成的团聚也会影响纳米CaCO3在水泥基材料中的分散，使新拌水泥砂浆产生过多的微小气泡，增加硬化后的水泥浆体有害孔的数量，导致强度下降.

2.4纳米CaCO3对水泥基材料性能与结构的影响

机理

2.4.1XRD分析

按表3配合比制备水泥净浆，其3 d和28 d的XRD图谱见图7和图8.由图7可知，在3 d龄期内，纳米CaCO3并没有改变水泥的水化产物组成.2组试样的水化产物基本相同，均含有Ca（OH）2，钙矾石（AFt）相，未水化的硅酸三钙（C3S）和硅酸二钙（C2S），以及掺入的和因碳化而生成的CaCO3.分析2组试样的C3S和C2S的特征衍射峰（2θ=32.3°）可以发现，对照组中C3S和C2S的特征衍射峰比基准组中低；而对照组中钙矾石的特征衍射峰（2θ=23.1°）比基准组中高；对照组中Ca（OH）2的特征峰（2θ=34.2°）略比基准组强，说明前者Ca（OH）2含量略高于后者，这是由纳米CaCO3加速硅酸三钙的水化所致，使其水化产生更多的Ca（OH）2.上述分析说明纳米CaCO3可以促进水泥的早期水化.

由图8可见，在28 d龄期内水泥的水化产物中出现了水化碳铝酸钙（C3A·CaCO3·11H2O），这与李固华等[12]的试验结果类似，即表明纳米CaCO3参与了水泥的水化反应，与水及铝酸三钙反应生成了水化碳铝酸钙.对比2个样品的C3S，C2S的特征衍射峰发现，对照组中C3S，C2S的特征衍射峰要比基准组中低；而对照组中Ca（OH）2的特征峰略比基准组低，根据前人的研究[15]，这是由于Ca（OH）2和CaCO3作用生成了碱式碳酸钙，这种碱式碳酸钙可以增强界面区的粘结.纳米CaCO3的这种效应使得水化产物Ca（OH）2在更大程度上被消耗，因此其衍射峰强度低于基准组.上述分析表明在3 d到28 d的龄期内，纳米CaCO3仍促进水泥的水化，产生新的水化产物相并从宏观上导致水泥基材料强度提高，内部界面区增强粘结能力更好，XRD图谱从微观方面解释了28 d掺入纳米CaCO3其力学性能优于基准组的原因.

2.4.2SEM分析

按表3成型的水泥砂浆试样的3 d和28 d SEM图片见图9和图10.图9显示了4组试样水化3 d的微观形貌结构.分析发现：试样（a）已有一定程度的水化，发现有针状的AFt晶体和水化硅酸钙凝胶，但整体结构不太密实，存在较多的空隙，在过渡区处水泥石与集料的结合不太紧密.掺入纳米CaCO3后对于界面过渡区来说有明显的改善，水泥石更加密实.试样（b）和（c）已有明显的水化，水化产物水化硅酸钙凝胶增多，形成网络状和絮凝状的凝胶填充未水化颗粒之间的空隙，使整体结构更加致密[16].由图可知，随着掺量的提高，当纳米CaCO3掺量为胶凝材料质量的1.5%（试样c）时，其对界面的改善效果最好，水泥石结构也更加致密，在界面过渡区几乎看不到水泥石与集料之间的间隙，说明连接很紧密，与上述力学性能试验结果相符.但未明显发现有Ca（OH）2晶体，这可能是因为Ca（OH）2晶体被大量的水化硅酸钙凝胶所覆盖.随着掺量的继续提高，从试样（d）中可看出，水泥石的孔隙变多，结构变得不密实.在界面过渡区处水泥石与集料之间存在间隙并发现了针状钙矾石晶体和六方片状的Ca（OH）2晶体，水化产物水化硅酸钙凝胶也随之减少.这是由于纳米CaCO3掺量过多，分散不均匀形成团聚引起的.水泥石结构的致密程度以及水泥石和集料的界面过渡区的结合紧密程度都会影响水泥基材料的强度，上述分析从微观角度解释了水泥基材料力学性能变化的原因.

图10显示了4种试样水化28 d后的微观形貌结构.分析发现：随着水化的进行，在28 d龄期内各组试样中的水化产物都较3 d增多，水泥石结构也更加致密，水泥石与集料的在界面过渡区处的结合也更加紧密.但在试样（a）和试样（d）中集料与水泥石的界面过渡区处的结合仍不是很紧密，且存在一定的缝隙，水泥石自身结构也存在一定的空隙，不是十分致密，而在试样（b）和试样（c）中则发现集料与水泥石的界面过渡区处的结合更为紧密，水泥石中存在大量的凝胶状的水化产物，结构密实.尤其在试样（c）中，界面过渡区处找不到连接的间隙，水泥石中都是凝胶状水化产物几乎没有孔隙，这些水化产物并不独立分散，而是呈现整体化结构.上述现象说明适宜掺量的纳米CaCO3可以促进水泥基材料早期的水化，使水泥熟料颗粒水化产生更多的水化硅酸钙凝胶[17].同时，纳米CaCO3可以增加水化硅酸钙凝胶在界面处的含量，可以改善Ca（OH）2晶体的定向排列性能，使得界面位置的水化结构由平面排列向空间结构过渡，所以适宜的掺量可以改善界面的综合性能[13].

3结论

1）纳米CaCO3的掺入增加了水泥浆体的表观密度，降低了水泥基材料的流动度，掺入适量的纳米CaCO3有助于水泥砂浆3 d和28 d龄期强度的提高，但掺量不宜过大.

2）掺入适量的纳米CaCO3可以促进水泥水化反应的进行，增加水化产物的生成量.在3 d的龄期内，纳米CaCO3并没有改变水泥的水化产物组成；在28 d的龄期内，在水泥的水化产物中发现了新的水化产物——水化碳铝酸钙.掺入适量的纳米CaCO3还可以改善水泥基材料的界面结构和水泥石的结构，使集料与基体结合的更加紧密，水泥石更加密实.

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纳米材料的性能及研究 篇7

TiO2薄膜在敏化电池中起到的作用是连接量子点和导电玻璃的中间桥梁, 起到固定量子点,

接受量子点中的光生电子并传递到导电玻璃表面的作用, 并尽可能多的吸收量子点, 能够有效的电子空穴对发生分离。伴随着纳米技术的诞生, 使得在平板电极上可获得具有很高比表面积的TiO2膜可以吸附足够的染料, 平板染料敏化TiO2电极的自然光吸收效率大大提高[5,6], 同样可以利用宽禁带半导体量子点代替有机染料实现太阳能的光电转换。TiO2纳米晶体通常采用水热法制备, 原因是原料来源广泛价格便宜、晶粒发育完整、粒度分布均匀、晶相单一、颗粒之间团聚少、具有较高的比表面积, 而且TiO2薄膜透光性能好, 薄膜厚度易于控制, 有利于染料对光的吸收[7]。

本研究采用常规的水热法在FTO导电膜上制备TiO2, 通过合理调配原料的浓度及控制反应时间, 得到结晶性好的树枝状TiO2纳米膜, 生产方法简单、经济, 具备大量生产的可能。在树枝状TiO2纳米膜上生长CdS量子点制成的太阳能电池的光电性能稳定, 光电转化效率高。

1 实验部分

1.1 原料及设备

FTO玻璃 (F:SnO2, 14Ω/square) , 武汉格奥;去离子水, 自制;盐酸、钛酸四丁酯乙醇、硝酸镉和硫化钠 (试剂, 均为分析纯) , 中国医药集团上海化学试剂公司。以上试剂均没有进行前处理。

高压反应釜 (聚四氟乙烯内衬) , 电热恒温鼓风干燥箱, 磁力搅拌器等。

1.2 测试设备

X射线衍射仪 (X, Pert PRO型) , 荷兰帕拉科公司;场发射电子显微镜 (Sirion 200型) , 荷兰FEI公司;太阳能模拟器 (150-300W型) , 美国Newport公司;电化学工作站 (PG-STAT302S型) , 瑞士万通。

1.3 实验方法

将FTO玻璃用酒精、去离子水洗净干燥, 12mL的去离子水导入烧杯中, 然后逐滴加入盐酸, 使得盐酸的质量分数为36.5%~38%, 在搅拌机上搅拌5min, 然后加入0.4mL的钛酸丁酯, 继续搅拌5min。注入到聚四氟乙烯内衬中, 将FTO玻璃垂直插入聚四氟乙烯内衬中的溶液中, 将聚四氟乙烯放入高压反应釜中, 在干燥箱中反应, 温度为200℃, 反应时间分别为2h、5h、12h、24h。取出FTO玻璃衬底用去离子水冲洗干净, 然后自然干燥。

CdS量子点沉积到树枝状TiO2纳米材料采用的方法是化学浴法, 首先将纳米树枝状TiO2衬底插入Cd (NO3) 3溶液 (浓度为0.05mol/L) 中, 保持时间为2min, 取出用去离子水冲洗, 然后插入Na2S溶液中 (浓度为0.05mol/L) , 保持时间为2min, 取出用去离子水冲洗, 这样重复5次, 直到衬底的颜色轻微变黄, 即CdS量子点沉积到树枝状TiO2纳米材料上了[8]。

2 结果与分析

2.1 XRD测试分析

图1是TiO2在不同反应时间样品的XRD谱及沉积了CdS量子点的XRD谱, a、b、c、d分别为水热反应时间2h、5h、12h、24h, 可以看出都是锐钛矿结构的峰, 与JCPD (04-0477) 标准卡相符合, 而且结晶度没有大的改变。e为沉积了CdS量子点的XRD谱, 可以发现还是TiO2的峰, 没有发现明显的CdS的峰, 这可能是因为CdS量子点数量较少, 被TiO2的峰掩盖了。

2.2 TiO2纳米树形貌分析

图2为水热反应时间下制备的TiO2纳米材料在扫描电子显微镜 (SEM) 下的形貌照片。图2 (a) 为水热反应2h的晶体形貌, 发现生长得到的为纳米网络状结构, 直径为几十纳

米, 长度不均匀。图2 (b) 为水热反应5h的晶体形貌, 可以看出纳米网状的结构呈竖直向上生长的趋势, 但是长度不够长。图2 (c) 为水热反应12h的晶体形貌, 可以看出TiO2纳米材料呈树枝状生长在FTO玻璃衬底上, 而且这种树枝状结构长度达到了17.56μm。图2 (d) 为水热反应24h的晶体形貌, 可以看出TiO2纳米材料仍然呈树枝状生长在FTO玻璃衬底上, 但是生长的密度非常高, 而且这种树枝状结构长度相对于图2 (c) 有所减少, 长度只有9.35μm。

对比分析不同水热反应时间得到的TiO2纳米材料形貌, 可知水热反应时间对其形貌起到决定性作用, 而且会直接影响到TiO2纳米树枝的长度。

2.3 量子点敏化电池光电性能分析

采用美国Newport公司的150~300W作为太阳光模拟器作为光源, 在室温下用电化学工作站测出伏安曲线 (V~J) , 记录其短路电流密度JSC和开路电压VOC, 并应用公式计算其填充因子FF和光电转换效率η, 见式 (1) 和式 (2) 。其中, Jmax和Vmax分别是最大输出功率 (Pin) 时的电流密度和电压[9]。

表1是不同水热反应时间对CdS敏化TiO2纳米树的光电性能的影响, 从表1可知, 随着制备TiO2纳米树的水热反应时间的增加, 短路电流密度不断增加, 这是因为随着水热反应时间的增加, FTO玻璃上生长的TiO2纳米树密度不断增加, 使得在TiO2纳米树上的CdS量子点吸附量增加, 接导致短路电流密度增大。但是开路电压呈先增加后减小的趋势, 在水热反应时间为12h时, 开路电压达到最大。这是因为随着水热反应时间的增加, TiO2纳米树的枝条密度增加, 光生电子在薄膜内传输的电阻较先较小后变大, 从而导致了开路电压先增大后减小, 填充因子也为先增加后减小。

图3是不同水热反应时间后制备的TiO2纳米材料, 用CdS量子点敏化的光阳极所对应的电流-电压 (I-V) 曲线, 与表1对应。综合分析, CdS量子点敏化纳米TiO2树枝状所制备的光电转化效率随着TiO2的水热反应时间先增加, 后减小, 在水热反应时间为12h, 得到最大的填充因子及最高的光电转化效率。

3 结论

(1) 通过水热法可以在在FTO玻璃衬底上制备树枝状TiO2纳米材料, 并且水热反应时间对树枝状TiO2纳米材料的长度和密度起到主要作用。

(2) 通过化学浴的方法在树枝状TiO2纳米材料衬底上生长CdS量子点, 并组装成为太阳能电池。

(3) 树枝状TiO2纳米材料的水热反应时间直接影响光电转化效率, 当水热反应时间为12h, 得到最大的光电转化效率为1.23%。

参考文献

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纳米材料的性能及研究 篇8

液晶聚合物发展到今天,人们对它的要求越来越高,但其应用主要还是偏向高分子材料与复配材料,而对液晶与纳米方面的复合材料研究还比较少。自从1991年日本科学家S.Iijima 发现了碳纳米管(Carbon nanotubes, CNTs)[2]以来,其一直受到广大学者的关注,关于它的研究成果层出不穷,已成为纳米科技重要的研究前沿。碳纳米管有优秀的电特性[3]、机械特性[4]、热和磁特性[5],尤其是在复合材料方面对高分子的改性展现出独特的性质[6,7]。而液晶材料研究日趋成熟,其主要趋势就是通过在复合材料方面的研究,使它的性能得到最大的优化。近来已有很多关于液晶分子会诱导碳纳米管排列的报道[8,9],M.T. Martinez等研究了聚甲基亚胺/碳纳米管复合材料,发现加入碳纳米管后,复合材料展现出更好的热稳定性[10]。

本文通过DCC/DMAP高效酰化法合成了对称的双酯液晶,并用核磁、偏光显微镜进行了表征。把多壁碳纳米管在混酸中进行改性,使其壁上引入羧基,通过扫描电镜进行了鉴定,最后把改性的多壁碳纳米管与上述液晶化合物共混,用偏光显微镜对其液晶行为进行了研究。

1 实验

1.1 实验药品与仪器

主要药品:邻甲基对苯二酚(盐城凤阳化工有限公司);N,N-二环己基碳酰亚胺DCC(国药集团化学试剂有限公司);4-二甲氨基吡啶DMAP(江苏必胜化学有限公司);1-辛烷(上海三友试剂厂);多壁碳纳米管(深圳纳米港公司)。其中,所用药品均为分析纯或化学纯。

IR红外光谱仪:VERTEX-70德国Burker公司;扫描电子显微镜:H-600日立公司;核磁共振仪:AM-400 Varian德国 Bruker公司;热台偏光显微镜: ECLIPSE 80i 日本Nikon公司。

1.2 实验步骤

1.2.1 对辛氧基苯甲酸的合成

在三口烧瓶中加入对羟基苯甲酸13.8g(0.1mol)、氢氧化钠12.0g(0.3mol)、去离子水100mL,磁力搅拌器搅拌使其溶解,升温至78~82℃;加少许KI后,滴加1-溴辛烷21g(0.11mol),滴加速度以不出现沸腾现象为准,然后反应20h。反应完毕后加蒸馏水稀释,再滴加盐酸至析出白色沉淀,调节pH值约为5,然后抽滤,滤饼用去离子水重结晶3次,最后在100℃烘干,得到白色晶体,收率67%,m.p:99℃~103.0℃(对照对羟基苯甲酸熔点:100~104℃)[11]。

1.2.2 双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯

在100mL单口烧瓶中加入邻甲基对苯二酚1.24g(0.01mol)、适量二氯甲烷充分溶解,搅拌下加入0.06g(0.5mmol)4-二甲氨基吡啶(DMAP)和5.0g(0.02mol)对辛氧基苯甲酸,最后加入脱水剂2.06g(0.01mol)N,N-二环己基碳酰亚胺(DCC),接上干燥管,室温(约28℃)搅拌30h。反应完毕,抽滤除去DCC吸水后形成的酰脲,滤液用20% Na2CO3溶液洗3次、用饱和NaCl溶液洗至中性后,加入无水MgSO4干燥,然后过滤,在常压条件下蒸馏出溶剂CH2Cl2得到粗产品,最后用95%乙醇和乙酸乙酯对其重结晶得到白色晶体状目标产物。m.p:75~77℃[12,13]。

1.2.3 碳纳米管在混酸下的修饰

将0.6g多壁碳纳米管、30mL浓H2SO4/浓HNO3(3∶1,体积比)依次加入到三口烧瓶,搅拌回流2h。反应结束后,冷却至室温,用离心机分离得到黑色粉末状固体。先用丙酮洗涤所得样品3次,再用蒸馏水洗涤至pH为中性,抽滤后在常压80℃条件下烘干。

扫描电镜样品的制备:在样品台上贴一小块导电胶,取小量样品粉末撒到导电胶上,然后往样品上喷金粉,再用吸耳球吹一下,将没有粘牢的样品去掉,然后直接装样观察。

1.2.4 多壁碳纳米管掺杂双酯液晶

在50mL单口烧瓶中加入10μg多壁碳纳米管,0.25g双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯,再加入20mL二氯甲烷,在超声波中超声4h,使其分散均匀。然后倒入表面皿,使溶剂自然挥发,最后研细。取少许掺杂后所得样品通过偏光显微镜进行观察,其液晶行为见图1。

2 结果与讨论

2.1 双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯的1H NMR及POM分析

图2为双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯的核磁图谱。1H NMR(CDCl3,400MHz),δ:8.122~8.177 (t,4H),7.124~7.259(m,4H), 6.956~7.097(m,3H), 4.023~4.058 (m,4H), 2.171~2.243(d,3H), 1.778~1.870 (m,4H), 1.299~1.551 (m,20H), 0.873~0.916(m,6H),IR(KBr):ν/cm-1,2858.95(C-H),1728.33(COO),1609.22(aromatic easter), 1161.99(C-O)。

将目标产物烘干后,通过带热台的偏光显微镜对其液晶行为进行了观察,见图3。

双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯在升温至75℃时开始溶解,同时出现相列纹影状液晶相;继续升温至159℃时,液晶相消失。降温至158℃时又产生液晶相,当继续降温至45℃时,出现结晶态。

2.2 修饰前后多壁碳纳米管的对比分析

图4是修饰前(图4(a))与修饰后(图4(b))的扫描电镜图。

通过扫描电镜可以证明,修饰前的碳纳米管较长,局部有些模糊、有杂质、相互缠绕,这样就造成其分散性差,掺杂效果不好。在用浓H2SO4/浓HNO3处理后(见图4(b)),MWNTs变短,分散均匀。可见该过程不仅将活性基团-COOH接到多壁碳纳米管上,而且使碳纳米管的纯度、稳定性和分散性等都得到一定程度的改善。

2.3 掺杂后双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯POM分析

由图1可知掺杂后的升温过程无明显变化,但可以看到碳纳米管有规律排列在条纹处,尤其是在降温过程中,可以观察到相列条纹状液晶更明显,并且掺杂的碳纳米管排列在条纹处,该现象表明碳纳米管掺杂有利形成更稳定的液晶织构。

3 结论

通过以上对双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯在用碳纳米管掺杂前后的POM分析对比可以看出,掺杂前后升温过程并无明显变化,都是75℃时开始溶解,同时出现向列纹影状液晶相;升温至159℃时,液晶相消失。但是在降温过程中,可以明显观察到掺杂后在60℃液晶相由以前的条带织构转化为向列相纹影织构。另外,多壁碳纳米管绝大多数分布在液晶相的条纹上,主要是因为碳纳米管是棒状分子。碳纳米管束就像一个核中心,使得周边的液晶分子沿着它的方向排列,而且升温和降温过程中液晶的向列性更加清楚,这是由于碳纳米管与液晶分子之间产生π堆积作用。由此可见液晶的向列相对碳纳米管组织有一定的排列作用,同时碳纳米管对液晶的向列相也有一定的稳定作用,能促使分子的成核效应。

摘要：首先通过DCC/DMAP高效酰化法合成了双-(对辛氧基苯甲酸)邻甲基对苯二酚酯,检测其是否具有液晶性,然后用修饰的多壁碳纳米管(MUCNTs)与其进行复配,最后通过核磁、扫描电镜、偏光显微镜等对其复配前后的结构及性能进行了研究。

纳米复合吸波材料制备及性能研究 篇9

1.1制备钡铁氧体轻质复合粉末/空心陶瓷微球,并研究其性能

为了制备钡铁氧体轻质复合粉末/空心陶瓷微球,需要结合使用自蔓延燃烧技术和溶胶-凝胶法。自蔓延燃烧技术指的是通过外部提供一定的热量诱发自身的高放热反应体系中的局部形成前沿燃烧波,产生化学反应,然后利用化学反应中提供的热量下继续诱发产生反应,就这样持续不断的反应,形成蔓延状态的燃烧波[3]。在燃烧波的推进下,原有的混合料物经过充分的化学反应后转化为产物,随着燃烧波的不断蔓延,最终会将这些化学产物转化为复合粉末。而使用溶胶-凝胶法是为了提高溶液的均匀度,达到分子的级别[4]。

1.2空心微球/二氧化钛/钡铁氧体复合粉末的制备及性能研究

首先是采用钛酸四丁酯及有机溶剂配置二氧化钛溶胶,利用溶胶-凝胶法将二氧化钛包覆在空心微球表面。然后将经二氧化钛包覆后的空心陶瓷微球加入到配置好的钡铁氧体前驱物溶液中,通过超声搅拌、干燥脱水处理后,得到空心微球/二氧化钛/钡铁氧体复合粉末。最后将通过化学反应产生的复合粉末与石蜡充分的混合,然后利用相关机械将混合均匀的粉末制成环状的样品,通过同轴传输/反射法来测试样品中的复合粉末,在2-18GHz频段内,所反映出的电磁波性能。

1.3在空心陶瓷微球的表面制备二氧化钛包覆的外壳

如果想在空心陶瓷微球的表面制备出一层由二氧化钛包覆的外壳,就需要利用溶胶-凝胶法。二氧化钛溶胶制备的原料是钛酸四丁酯,这种物质非常容易水解,因此所使用的溶剂是有机溶剂,而不是水。在制作二氧化钛外壳的同时,还要根据严格的处理步骤来处理空心微球,处理好之后留作备用。

取空心微球分散于无水乙醇与乙腈的3:1的混合溶液中,要利用超声波对混合溶液进行20min分散,使之充分的混合。在搅拌的过程中,加入一定量的氨水,其质量分数为27%。按照比例混合20ml无水乙醇、0.2g三乙醇胺、钛酸四丁酯,混合溶液需要充分搅拌5min,使溶液呈现出澄清的状态,然后将搅拌好的溶液与之前的空心微球溶液混合,需要注意的是混合的方式需要逐滴的加入,并在混合后充分搅拌2h,搅拌之后再静置2h,再通过二氧化钛前驱体改变空心微球的性质。在两者反应之后,将沉淀离心分离出来,并经无水乙醇洗涤沉淀。将沉淀烘干研磨后经850℃下高温热处理一小时即得到二氧化钛包覆的空心陶瓷微球。

1.4氧化钛微球/钡铁氧体轻质复合粉末的制备

根据Ba Fe12O19的化学成份配比,进行钡铁氧体前驱物溶液的配制。为了让复合粉末同时达到强微波吸收和轻质的目的,空心陶瓷微球在复合粉末中的含量应该达到50wt%,并且含量要一直保持在这一水平上。在实验的过程中,通过改变复合粉末中二氧化钛的含量,研究在不同的含量下,复合粉末的微波吸收性能、磁性能以及晶体结构受到中间层影响的差异规律,比如二氧化钛的含量可以控制为0、10、20、25、30,也就是说二氧化钛在钡铁氧体总重量中的比重为0%(0/50)、25%(10/40)、66.7%(20/30)、100%(25/25)、150%(30/20)。

将钡铁氧体前驱物溶液与氧化钛陶瓷微球按照一定的比例混合,并利用超声波对混合溶液进行10min分散震荡,然后通过水浴加热混合溶液,其温度要达到80℃,蒸发混合溶液中多于的水分。蒸发的过程要抑制持续到溶液转变成为凝胶状态。由蒸发形成的具有一定湿度的凝胶,再放入干燥箱中加热,使之完全干燥,形成干凝胶。将完全干燥的干凝胶点燃,直至充分燃烧后形成粉末,并在研磨之后对干凝胶粉末高温处理(850℃下,持续1h),最终形成复合粉末。最后将通过化学反应产生的复合粉末与石蜡充分的混合,然后利用相关机械将混合均匀的粉末制成环状的样品,通过同轴传输/反射法来测试样品中的复合粉末,在2-18GHz频段内,所反映出的电磁波性能。

经过反复试验发现,空气中的电磁波如果想进入空心微球的内部,就需要依次穿过铁氧体层、二氧化钛中间层、空心陶瓷微球的壁。这样一来,每次电磁波在穿过层与成之间的时候,就会产生衍射和反射的现象,在电磁波进入空心微球内部的时候,就必须经过多次的衍射和反射。因此,通过添加二氧化钛层,组成多层结构,电磁波会增加入射的时间和传播路程,这也就是吸波介质的厚度增加了,因此增加了电磁波的损耗。

最后,层状结构的复合粉末是由铁磁性物质和非磁性物质共同构成的,两个层之间的距离在数纳米的时候,彼此之间会产生自选转移效应,这种效应也会对吸收电磁的复合粉末带来影响。

摘要：随着现代科学技术不断的发展,电子仪器使用范围的增加,导致电磁波辐射对环境的影响逐日增大,如果想提高国家的军事能力并解决电磁污染的问题,就必须要在这些领域广泛的运用吸波材料[1]。但是由于吸波材料对性能的损耗很大,所以要想提高吸波材料的性能,就需要不断的研究和探讨,并研制出其他性质的吸波材料,进一步提高材料的性能[2]。本文系统的研究了通过结合自蔓延燃烧技术和溶胶-凝胶法,制备出具有多层结构的符合粉末,该多层材料包括以铁氧体作为外壳并以空心微球作为核心,或者是在中间加入一层金红石型二氧化钛,并分析研究其吸波性能和结构。

关键词：铁氧体纳米,复合吸波材料,制备性能研究

参考文献

[1]黄涛,黄英,贺金瑞.吸波材料研究进展[J].玻璃钢/复合材料,2003(1):37-40.

[2]郭亚平,郭亚军,吕君英.聚苯胺/铁氧体复合颗粒的合成与表征[J].材料科学与工艺,2005,02:1005-1299.

[3]刘学清,刘继延,周芳.稻壳Si O2/聚氨酯纳米复合材料的制备及性能研究[J].广东化工,2010(2):9-10.

纳米材料的性能及研究 篇10

超级电容器具有比电池高10倍以上的功率密度, 比静电电容器高数十倍的能量密度, 且具有充放电速度快、对环境无污染、循环寿命长等优点, 有望成为21世纪新型的绿色能源。众所周知, 无定型水合氧化钌是高功率高能量密度超级电容器最有希望的电极材料, 但价格昂贵资源匮乏, 所用电解质污染环境, 大大限制了它的商业开发。NiO等氧化物电极材料有着与RuO2·xH2O相似的功能, 且价格便宜, 很受研究人员的关注。近年来已探索出多种合成纳米NiO的方法[1,2,3]。在液相中, 常温条件下制备的前驱体沉淀往往结晶性能欠佳, 易于团聚, 在合成时添加表面活性剂能减弱前驱体的团聚程度, 但仍无法消除高温焙烧时由于盐桥效应和晶型快速转变造成的团聚现象[4]。若在焙烧前对常温合成的前驱体进行水热改性, 则可利用高温水溶液的强反应活性和高分散能力进行“湿式烧结”, 提高前驱体的结晶性能和分散性能[5], 从而制备出分散性较好的氧化物纳米粉体。本文以NiSO4·6H2O和NaOH为原料, 采用常温合成-水热改性-中温焙烧工艺制备纳米氧化镍, 并研究了其电容性能。

1实验

1.1纳米氧化镍的制备

取20mL 0.1mol/L的硫酸镍水溶液放入100mL的烧杯中。在磁力搅拌下 (保持搅拌速度500r/min) 约加入20mL0.2mol/L氢氧化钠水溶液, 反应完全得到浅绿色沉淀, 调节母液的pH值为13.40。将反应混合物注入到50mL内衬聚四氟乙烯的高压反应釜内, 填充度为80%, 密封, 放入DHG-9070A型电热恒温鼓风干燥箱中180℃水热反应24h, 自然冷却到室温, 过滤、洗涤, 在真空干燥箱中80℃干燥4h, 得到具有规则棱边的六角薄片状Ni (OH) 2粒子。将得到的Ni- (OH) 2放入坩埚中, 在高温箱式炉中程序升温到300℃焙烧2～3h。焙烧产物自然冷却至室温, 然后磨碎, 即得到纳米氧化镍。对NiO的前驱体Ni (OH) 2用DT-40型热分析仪进行热重分析, 用S-4300型扫描电子显微镜观测产物形貌和粒径, 用德国布鲁克D-8型X衍射仪测定样品NiO颗粒的晶体结构。

1.2氧化镍电极的制备

将制得的纳米氧化镍粉体与导电剂 (乙炔黑) 、PTFE (粘结剂) 按7∶2∶l的比例混合, 均匀地涂在准确称量的泡沫镍上, 制成工作电极, 以饱和甘汞电极 (SCE) 作参比电极, 2cm×2cm镍网作辅助电极和KOH溶液为电解液构成三电极体系。

2结果与讨论

2.1氢氧化镍的热重分析

图1是用水热法制得的纳米氢氧化镍前驱体的TG-DTA曲线图。从图中可以看出, TG曲线都有2个失重阶梯, 第一个阶梯的温度区间低于200℃, 坡度较小, 是纳米氢氧化镍晶体缓慢失去结晶水的过程, DTA曲线对应一个宽的吸热峰, 表明所得样品在烘干后结晶水仍然存在;第二个阶梯出现的温度区间在200～292℃, 在这个较高温度下失重是因氢氧化镍热分解生成氧化镍所造成, 相应地在DTA曲线上有一个较尖锐的吸热峰。当温度高于292℃后, TG曲线基本水平, 表明前驱体分解基本完成, 剩余晶体主要是氧化镍, 这为我们提供了热解温度的依据。

2.2氧化镍的X衍射分析

氧化镍粉末的X衍射图如图2所示。样品各衍射峰的位置和强度与立方晶系NiO的基本一致, 表明产物为立方晶型NiO晶体, 3个典型的衍射峰分别为 (111) 、 (200) 和 (220) 晶面, 与JCPDS-1049基本一致。从X射线衍射峰没有观察到任何杂质相的存在, 表明产物的纯度很高, 前驱体已经全部分解。

2.3氧化镍的形貌表征

利用S-4300型扫描电子显微镜对产品进行观察和表征。由图3可见, 所得纳米氧化镍的分散性很好, 形貌为平均粒径约为40nm的规则六角片状, 晶体属于立方晶系, 与XRD的结果一致。

2.4纳米氧化镍的电化学性能

2.4.1电解液浓度对氧化镍电容性能的影响

以NiO电极作为研究电极, 在电位范围为-400～400mV、扫描速度分别为20mV/s和50mV/s的条件下, 采用不同浓度 (分别为1mol/L、2mol/L、3mol/L、4mol/L5mol/L、6mol/L和7mol/L) 的KOH电解液, 按浓度的递增顺序依次进行循环伏安测试, 结果如图4所示。从图4可以发现, 在一定浓度范围内, 扫描速度为50mV/s时, 氧化镍电极的比容量随KOH电解液浓度的增加而增加;但当增加到一定浓度 (5mol/L) 时, 比容量随浓度变化的趋势将变得不明显。而在扫描速度为20mV/s的较低扫速下, 浓度对电极比容量的影响较小。因此在较小电流下工作时应采用浓度为5mol/L KOH作为电解液。

2.4.2氧化镍电极比容量随循环次数的变化

超级电容器的另一个优点就是使用寿命长, 随循环次数的增加, 电容量基本保持不变。图5是在5mol/L KOH电解液中, 在电位范围为-400～400mV、扫描速度为20mV/s条件下, 氧化镍电极的比容量随循环次数变化的关系曲线图。

由图5可知, 电容量的变化经历了先升后降直至保持恒定3个阶段。在前几十次充、放电阶段, 氧化镍电极活性物质被激活, 活性变得越来越高, 比容量随循环次数的增加而增加。随充放电次数的继续增加, 电极材料中氧化镍的含量逐渐减小, 导致比容量逐渐减小, 直到保持在250F/g左右。

2.4.3工作电位对氧化镍电容性能的影响

考察了氧化镍电极在不同工作电位下的比容量。图6是电极在5mol/L KOH电解液中, 在扫描速度20mV/s、不同电位范围内的循环伏安图。从图6中可以看出, NiO电极的比容量随工作电位有较大的变化, 增大工作电位, 电极的比容量有较大的提高。

2.4.5恒流充放电性能

电极在5mol/L的KOH中, 在0～500mV的电位范围内以20mA的电流充放, 其充放电曲线如图7所示, 得到的比容量为252F/g。

3结论

采用常温合成-水热改性-中温焙烧工艺制备出了粒径约为40nm的规则六角片状形貌的氧化镍电极材料。该材料在KOH溶液中表现出了法拉第准电容性质, 其比容量随KOH浓度的增大而增大, 直到KOH的浓度达到5mol/L时, NiO的比容量才不再发生明显变化;电容比容量随循环伏安扫描循环次数的增加经历了先升后降直至保持恒定3个阶段20mA恒电流充放电时, 比容量达到252F/g。

参考文献

[1] Xiang L, Deng X Y, Jin Y.Experimental study on synthesisof NiO nano-particles[J].Scr Mater, 2002, 47 (4) :219

[2] Zou Bingsuo, Wang Li, Lin Jingu.The electronic structuresof NiO nanoparticles coated with stearates[J].Solid StateCommun, 1995, 94 (10) :847

[3] Palchik O, Avivi S, Pinkert D, et al.Preparation and char-acterization of Ni/NiO composite using microwave irradia-tion sonication[J].Nano-struct Mater, 1999, 11 (3) :415

[4] Xu L H, Lian F, Yang J, et al.A noval wet-chemical processto synthesis Ba (Mg1/3Ta2/3) O3nanopowders[J].Ceram Int, 2002, 28 (5) :549