水热法制备超细α-Fe_2O_3粉体

以FeCl3·6H2O和氨水为原料,通过水热反应及热处理制得超细球形α-Fe2O3粉体,用IR, XRD和TEM对其结构,物相和形貌进行表征.结果表明,当前驱体FeO2H加热到200 ℃时已经完全分解成α-Fe2O3;FeO2H在300 ℃灼烧3 h可得到粒径约为100 nm和15 nm的两种共存的超细球形α-Fe2O3粉体.     

单分散α-Fe_2O_3纳米结构空心亚微球的制备及表征

采用一种新的溶液生长法结合多步包覆法在自制的不同粒径SiO2单分散亚微球表面包覆不同厚度的β-FeOOH涂层,得到单分散β-FeOOH/SiO2核壳结构亚微球.实验结果表明,SiO2核心颗粒尺寸对表面涂层的形态和包覆均匀性有很大影响.当SiO2核心颗粒的平均粒径为250 nm左右时,β-FeOOH表面涂层均匀,颗粒间团聚较少,一次包覆后涂层厚度约为35 nm.涂层中β-FeOOH纳米棒的尺寸随着所选SiO2核心颗粒粒径的增大而相应增大.经多次包覆能够显著提高涂层的厚度,3次包覆后β-FeOOH表面涂层厚约100 nm.β-FeOOH/SiO2核壳结构亚微球与质量分数5%的NaOH溶液反应后,于600℃焙烧2 h得到了单分散α-Fe2O3空心微球.单分散α-Fe2O3空心亚微球表层是由α-Fe2O3纳米棒搭建而成的三维网络结构,α-Fe2O3纳米棒的尺寸与核壳结构中β-FeOOH纳米棒的尺寸基本一致.     

α-Fe_2O_3的制备及α-Fe_2O_3@SiO_2复合纳米材料的吸附性能

采用不同分子结构的有机含氮化合物作为包裹剂成功制备了具有弱磁性的α-Fe_2O_3纳米颗粒,其形貌可以实现由饼状到不规则长方体及长方体的转变.构成该α-Fe_2O_3纳米颗粒的前驱体α-FeOOH呈现梭形结构,通过一锅法可以在梭形α-FeOOH外面包裹一层介孔二氧化硅,煅烧后制备的α-Fe_2O_3@SiO_2复合纳米材料对水相中的亚甲基蓝有良好的吸附效果,室温下最高去除率达97.3%.针对制备的材料进行了XRD、SEM及磁学性能表征.     

方铁锰矿Mn2O3粉体的水热合成与表征

方铁锰矿型 Mn2 O3是固相法合成锂离子二次电池正极材料 L i Mn2 O4 的最佳原料之一 [1] .以其为锰源 ,可以很容易地制备锂离子二次电池正极材料 L i Mn2 O4 尖晶石 .采用其它合成方法都难以得到方铁锰矿 Mn2 O3的纯相 ,而是得到含有 α,β和 γ型的混合相 ,这对合成性能优良的正极材料 L i Mn2 O4极为不利[2 ] .采用水热合成法不仅可以人工合成沸石 ,而且已广泛用于合成多种无机功能材料[3～ 5] .无机原位氧化还原沉淀水热合成法 [6 ]可使多步反应的分子在原位水平上进行接触和反应 ,分子的扩散自由程大大缩短 ,因而降低了扩散的时间…     

Mn_3O_4/氧化石墨烯纳米复合物的制备及其超级电容性能

利用锰前驱体与氧化石墨烯(GO)原位反应制备了Mn3O4/GO纳米复合物超级电容器电极材料;采用扫描电镜、透射电镜及X射线衍射仪分析了纳米复合物的形貌和结构;并利用交流阻抗分析及充放电测试测定了纳米复合材料的电化学性质和电容性质.结果表明,引入氧化石墨烯可增强纳米复合物的导电性及稳定性,提高Mn3O4的电容特性,从而使得纳米复合物具有较高的比电容(350F/g)和较长的循环寿命(超过1 000次).     

从Mn_3O_4前驱体到MnO_2纳米结构的形貌和结构变化(英文)

锰氧化物是一类重要的且具有广泛应用背景的材料,控制合成不同形貌和组成的锰氧化物纳米结构将有助于拓宽其应用领域.本文报道了以Mn3O4为前驱体,通过水热法控制合成MnO2纳米结构的方法.用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等手段对产物进行表征.在硫酸体系中,当反应温度为80和180℃时,所得产物分别为γ-MnO2海胆结构和β-MnO2单晶纳米棒.此外,MnOOH纳米线可以在稀酸溶液中合成.考察了反应温度、溶液酸度、反应时间对产物结构的影响,并提出了基于γ-MnO2为中间产物的反应机理.实验结果表明,水热体系促进了产物的各向异性生长并最终形成不同形貌和结构的锰氧化物.     

α-Fe_2O_3纳米立方体和纳米棒组装空心微球的可控合成及其磁学性能

在0.15mol/LCl-和0.05mol/LSO42-的存在下,通过Fe3 溶液140℃水热反应12h分别得到α-Fe2O3纳米立方体和α-FeOOH纳米棒自组装的微球,将得到的α-FeOOH纳米棒自组装微球经600℃热处理2h后转化为α-Fe2O3纳米棒组装空心微球.利用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和红外光谱对所得产物进行表征和分析.结果表明,所制备的单分散的α-Fe2O3纳米立方体为六方单晶结构,其边长为500nm.直径为2~4.5μm的空心微球是由直径约150nm的α-Fe2O3纳米棒组装而成.研究了Cl-和SO42-在纳米立方体和空心微球形成过程中的作用,提出了可能的生长机理.在室温下测试了α-Fe2O3纳米立方体和α-Fe2O3纳米棒自组装微球的磁学特性,其矫顽力和剩余磁化强度分别为2858.3Oe(1Oe=79.58A/m)和0.195emu·g-1(1emu·g-1=15.7914×10-9A·m2·kg-1),218.87Oe和0.071emu·g-1.     

锂电池纳米结构正极材料LiV3O8的制备及性能

采用水热合成法,在不同温度下制备了具有纳米结构的锂电池正极材料LiV3O8.并利用X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)、恒流充放电、循环伏安以及电化学交流阻抗等测试手段对其结构、形貌和性能做了研究.结果表明,随水热温度的升高,粒子直径增大,形貌和尺寸的均一性有所降低,材料的电荷转移电阻减小,有利于Li+的嵌入与脱出,比容量也随之增加.180 ℃得到的产物在1.8～3.8 V的电位范围内,首次放电比容量达290 mA·h/g,30周充放电循环后仍有200 mA·h/g以上的容量,具有良好的电化学可逆性.材料存在一定的非晶缺陷,其粒子具有较宽范围的粒径分布,对材料的电化学性能有改善作用.     

α-Fe_2O_3-TiO_2/SA复合半导体薄膜的制备及光催化性能的研究

应用sol gel法制备纳米α Fe2O3、TiO2及α Fe2O3 TiO2粉体,并以其作前驱体制得该纳米微粒与海藻酸钠的复合膜.由红外光谱(FT IR)、X 射线粉末衍射(XRD)、荧光光谱(PL)、透射电子显微镜(TEM)和循环伏安(I V)等物理化学方法表征、测定各复合薄膜的表面结构与催化活性.紫外 可见吸光光度法等研究结果表明,以杀菌紫外灯作光源,在纳米Fe2O3、TiO2及α Fe2O3 TiO2与海藻酸钠的复合膜悬浮液中,亚甲基蓝可被快速脱色降解,若于α Fe2O3中加入15%的TiO2,其α Fe2O3 TiO2复合晶体比单一的α Fe2O3或TiO2具有更高的光降解活性.     

铜对Mn/Al_2O_3氨还原SO_2到单质硫催化性能的影响

ＳＯ2 是危害最为严重的大气污染物之一 ,也是造成酸雨的元凶。将ＳＯ2 选择性还原为单质硫 ,既能消除ＳＯ2 对环境的污染 ,又能回收单质硫 ,具有特别重要的意义。根据所用的还原剂的不同 ,催化还原ＳＯ2 到单质硫可分为Ｈ2 、炭、烃类 (主要是ＣＨ4 )、ＣＯ和ＮＨ3还原法[1] 。氨还原法是基于氨的催化分解生成Ｎ2 和Ｈ2 混合气 ,其中的Ｈ2 再还原ＳＯ2 到硫和Ｈ2 Ｓ ,然后进行高温Ｃｌａｕｓ反应生成单质硫。Ｐａｉｋ[2 ] 等以第四周期过渡金属硫化物载于Ａｌ2 Ｏ3 作为催化剂 ,研究了Ｈ2 还原ＳＯ2 为单质硫的反应 ,认为过渡金属硫化物是…     

微波辅助溶剂热合成In-Si共改性TiO2的增强光催化性能

利用微波辅助溶剂热法合成了In-Si 共改性的TiO₂ 光催化剂. 粉末X 射线衍射（XRD）、激光拉曼（Raman）光谱、N₂吸脱附（BET）、X射线光电子能谱（XPS）、光致发光（PL）光谱和紫外-可见漫反射光谱（UV-VisDRS）等实验表明,尽管掺杂和改性后TiO₂结晶度略有降低,但不影响光催化剂锐钛相的形成. Si 掺杂入TiO₂晶格使颗粒变小,比表面积变大. In 不能进入TiO₂晶格,在TiO₂表面形成了In₂O₃. 罗丹明B（RhB）降解实验显示,In-Si 共改性TiO₂表现出很高的紫外和可见光催化活性,Si：In：Ti 的摩尔比为0.03：0.02：1 的样品（IST-2）光催化活性最高,紫外光下3 min 即可将RhB降解完全,可见光下120 min RhB降解率为97%,这是由材料的高表面积,In₂O₃-TiO₂复合半导体之间高效电荷转移及染料敏化等共同作用所致. 对于苯酚,光催化降解则相对缓慢,700 min内尚不能降解完全.     

Mn掺杂SnO_2一维纳米结构的制备、形貌及光学性质

用化学气相沉积(CVD)法制备了Mn掺杂的SnO2一维纳米结构(纳米线及纳米带),X射线衍射(XRD)显示样品为金红石型SnO2晶体,其生长机理可分别归结为气-液-固(VLS)和气-固(VS)机理,生长温度和气态原料浓度的差别是造成样品形貌及生长机理不同的主要原因.样品的拉曼谱出现了500、543、694和720cm-1四个新拉曼谱峰,分别是由活性的红外模和表面模引起的.纳米线及纳米带发光峰位于520nm处,发光强度随样品中氧空位的增减出现由强到弱的变化.     

MnO_2/NiCo_2O_4的静电自组装合成及其电化学性能

通过带负电荷的MnO2纳米片与带正电荷的Co-Ni层状双氢氧化物(LDHs)纳米片的静电自组装外加后续热处理合成了异质层状结构的MnO2/NiCo2O4复合物.采用X射线衍射(XRD)、傅里叶变换红外(FTIR)光谱、拉曼光谱、原子吸收光谱(AAS)、场发射扫描电镜(FESEM)和透射电子显微镜(TEM)对其结构和形貌进行了表征.用循环伏安(CV)、恒流充放电和电化学交流阻抗技术对其电化学性能进行了测试.研究结果表明,该方法制得的异质复合物具有多孔层状堆垛结构,这种特殊的结构不仅增大了电解液离子的接触面积,而且还为其嵌入-脱出提供了有效途径.该复合物在1 A·g-1电流密度时,-0.6-0.45 V电位窗口内的比电容达482 F·g-1,优于纯组分MnO2和NiCo2O4的电容性能.     

超级铝热剂Al/Fe2O3的制备、表征及对环三亚甲基三硝胺热分解的影响

采用水热法制备了中空短棒状纳米Fe2O3,并用超声分散法将其与纳米Al颗粒复合为单金属氧化基超级铝热剂.利用X射线粉末衍射(XRD)、傅里叶变换红外(FTIR)光谱、扫描电镜及能量散射光谱仪(SEM-EDS)对样品进行表征.并运用差示扫描量热法(DSC)对比研究了超级铝热剂Al/Fe2O3、Al粉和纳米Fe2O3对环三亚甲基三硝胺(RDX)热分解特性的影响.结果表明:超级铝热剂的加入改变了RDX的热分解过程,并加剧了RDX的二次气相反应;随着超级铝热剂含量的增加,RDX的分解峰峰形发生了明显的改变;Al/Fe2O3、Al粉和Fe2O3对RDX热分解的作用主要表现为二次分解峰逐渐明显且峰温降低.     

NOx储存催化剂Pt/BaAl2O4-Al2O3的XAFS研究

采用共沉淀-浸渍法在不同载体焙烧温度下,制备了不同Al/Ba原子比的Pt/BaAl2O4-Al2O3系列样品.用XRD, XANES, EXAFS,以及NSC (NOx storage capacity）测定等手段对样品的微观结构和NOx储存性能进行了详细的表征.样品中Ba物种是以BaAl2O4和BaCO3两种混合物相的形式存在,且伴随着载体焙烧温度和Ba含量的降低, BaAl2O4物相的分散度变高, NOx储存活性也随之提高,这表明BaAl2O4相的分散度与样品的NOx储存性能密切相关,小颗粒的BaAl2O4相是NOx的主要储存活性中心.在样品中, Pt物种以金属原子簇形式存在,分散度很高,其Pt－Pt壳层配位数较标样Pt粉有显著下降, Pt－Pt键长变短,出现了纳米收缩现象.高分散的小颗粒金属Pt原子簇为捕获和氧化NOx的主要活性中心.     

具有双孔径分布的介孔C-Al2O3-TiO2纳米复合材料的合成及其红外发射率

以嵌段共聚物F127 (PEO₁₀₆PPO₇₀PEO₁₀₆, M_W=12600)为模板剂, 异丙醇铝和钛酸四丁酯为金属源, 低分子量的酚醛树脂为碳源, 通过溶胶-凝胶三元共组装法合成了具有双孔径分布的C-Al₂O₃-TiO₂纳米复合材料.用X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)、扫描电子显微镜(SEM)及N₂吸附-脱附对该复合材料进行结构表征. 结果显示, 当铝钛原子的摩尔比为1:10 时, 对应的纳米复合材料具有较好的有序介孔结构, 其双孔径分别为3.9和6.5 nm, 比表面积可达259 m²·g^-1, 孔容0.37 cm³·g^-1. 以三元乙丙橡胶(EPDM)为粘结剂, 与介孔纳米复合材料混合制备涂层. 通过调节复合材料中铝钛摩尔比和涂层厚度, 红外发射率在0.450-0.617之间可调.     

La2O3对Ni/γ-Al2O3甲烷化催化剂的助催化作用

我国将稀土作为助剂引入镍基甲烷化催化剂,大大提高了催化剂的活性和热稳定性,并已投入工业应用［1－3］．稀土对不同镍催化剂反应性能及其作用机理的研究已有一些报导［3－7］．谢有畅等观察到镍负载在经单层La2O3改性的γ－Al2O3表面,其晶粒要比没有La2O3时小得多．Rotgerink等认为添加La后反应速率的增加不只是由于几何效应,而是La对甲烷化本身有促进作用,单位镍表面的活性是随La含量不同而改变的,活性增加的同时表观活化能也增加［5］．作为助剂的La2O3在氢还原和反应过程中的变化及其作用的研究和讨论较少,目前一般认为添…     

Straightforward Synthesis of Mn3O4/ZnO/Eu2O3-Based Ternary Heterostructure Nano-Photocatalyst and Its Application for the Photodegradation of Methyl Orange and Methylene Blue Dyes

Zinc oxide-ternary heterostructure Mn₃O₄/ZnO/Eu₂O₃ nanocomposites were successfully prepared via waste curd as fuel by a facile one-pot combustion procedure. The fabricated heterostructures were characterized utilizing XRD, UV–Visible, FT-IR, FE-SEM, HRTEM and EDX analysis. The photocatalytic degradation efficacy of the synthesized ternary nanocomposite was evaluated utilizing model organic pollutants of methylene blue (MB) and methyl orange (MO) in water as examples of cationic dyes and anionic dyes, respectively, under natural solar irradiation. The effect of various experimental factors, viz. the effect of a light source, catalyst dosage, irradiation time, pH of dye solution and dye concentration on the photodegradation activity, was systematically studied. The ternary Mn₃O₄/ZnO/Eu₂O₃ photocatalyst exhibited excellent MB and MO degradation activity of 98% and 96%, respectively, at 150 min under natural sunlight irradiation. Experiments further conclude that the fabricated nanocomposite exhibits pH-dependent photocatalytic efficacy, and for best results, concentrations of dye and catalysts have to be maintained in a specific range. The prepared photocatalysts are exemplary and could be employed for wastewater handling and several ecological applications.     

氨蒸发诱导法制备纳米结构LiNi1/3Co1/3Mn1/3O2及其作为高功率型锂离子电池正极材料的性能

采用氨蒸发诱导法成功制备出纳米结构LiNi_1/3Co_1/3Mn_1/3O₂正极材料,借助X射线衍射（XRD）分析、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、高分辨率透射电镜（HRTEM）、能量分散谱（EDS）和比表面测试等表征手段及恒电流充放电测试研究了其晶体结构、微观形貌和电化学性能. 研究表明该方法制备出的材料具有良好的α-NaFeO₂层状结构,阳离子混排程度低. 纳米片交错堆积而成核桃仁状形貌,片与片之间形成许多纳米孔,而且纳米片的侧面属于{010}活性面,能够提供较多的锂离子的脱嵌通道. 在室温下及3.0-4.6 V充放电范围内,该材料在电流密度为0.5C、1C、3C、5C和10C时放电比容量分别为172.90、153.95、147.09、142.16 和131.23mAh·g^-1. 说明其具有优异的电化学性能,非常有潜力用于动力汽车等高功率密度锂离子电池中.     

NH0-1+2-3离解能等的高级ab initio计算与评价

A recent experimental determination[1] of the dissociation energies (D0) for H2N-H, H2N+-H and H2N-H+, the ionization energies for NH3 and NH2 resulted in large deviations when compared with those of the earlier values and the QCISD(T)/6-311+G(3df,2p) ab initio calculations. We have performed some higher level ab initio calculations on these data by utilizing the Gaussian 92/DFT and Gaussian 94 pakages of programs and have assessed the available experimental values. Our calculations were carried out at the QCISD (TQ)/aug-cc-pVDZ, G2(QCI), QCISD(T)/6-311 ++G(3df,3pd) and QCISD(T)/aug-cc-pVTZ levels of theory. Geometries were optimized at both of the MP2(full)/6-31G(d) and the MP2(full)/6-31(d,p) levels, and were compared with those of the experiments if available. The MP2(full)/6-31G(d,p) tight-optimized geometries for the neutrals are closer to those of the experiments than those of the MP2 (full)/6-31G(d), and are in excellent agreement with the experimental results as shown in Table 1. In this case, we assumed that the optimized geometries for the cations would be better if p polarization functions are added to the hydrogen atoms. We firstly noted that the symmetry of the NH3+ cation was D3h, other than Cs. as reported in ref.[1]. All of the zero-point energies and the final geometries are calculated at the MP2(full)/6-31G(d,p) level of theory. We have also repeated the QCISD(T )/6-311 + G(3df,2p) calculations of ref. [1], because we could not identify their level of goemetry optimization. It is found that the total energy, -55.244 19 Hartrees, for NH2+(1A1 ) in ref.[1] might be in error. Our result is -55.336 29 Hartrees at the same level of theory. At our highest level [QCISD(T)/aug-cc-pVTZ] of calculations as shown in Table 3, the D0 (temperature at zero Kelvin) values of H2N-H, H2N+-H(3B1for NH2+ ) and H2N- H+ are 4.51, 5.49 and 8.00 eV, respectively. These data reported in re f.[1] were 4.97, 5.59 and 8.41 eV, respectively. Our result on D0(H2N-H) supports the work of ref.[2,3,5,6]. The ionization energies (IE) for NH3 and NH2 (3B1 for NH2+) at our highest level are 10.11 and 11.09 eV while in ref.[1] were 10.16 and 10.78 eV, respectively. For the latter, our result supports the experiment of ref.[3]. Our predicted D0 for HN2+-H and IE for NH2 (1A1 for each NH2+) are 6.80 and 12.39 eV, respectively. These values differ greatly from the predicted values (9.29 and 14.88 eV) of ref.[1] where the total energy of NH2+(1A1) might be in error. The D0 value for HN-H has not been found in ref.[1]. Our result supports the work of ref.[3]. We have also derived all of these values at the temperature of 298K and under the pressure of 101kPa at several levels of thoery as shown in Table 3. On examining the experiment of ref.[1] in detail, it is easy to find that all of the larger deviations might be from a too high value of the appearance potential of proton AP(H+). Indeed, ref.[1] has mentioned that the determintion of AP(H+), due to kinetic shift, would lead to a hihger value for the dissociation energy as has been pointed out by Berkowitz and Ruscic. In this work, we concluded that, besides some mistakes in the theoretical calculations of ref.[1], the dissociation energies for H2N-H and H2N-H+,the IE for NH2 (3B1 for NH2+) might also be unreliable and need to be re-examined.