粉末套管法制备碳掺杂MgB2线材及其超导电性

采用原位粉末套管法制备了无定形碳掺杂MgB2/Nb/Cu超导线材。利用扫描电镜、输运法测试和磁测法等手段分析了无定形碳掺杂对超导线材的微观结构和超导电性的影响。结果表明,无定形碳掺杂降低了线材的临界转变温度,但可以显著提高超导线材的临界磁场和临界电流密度,750℃处理线材在20K下的不可逆场达到5.2T。实验结果表明,采用无定形掺杂原位粉末套管法可以制备出具有高临界电流密度的MgB2线材。     

超高载流能力的干净极限MgB2薄膜与超高上临界场的碳掺杂MgB2薄膜

本本文报道了基于混合物理化学气相沉积方法制备高质量干净极限MgB2薄膜和碳掺杂MgB2薄膜的最新结果.c轴外延干净的MgB2薄膜具有高达41.4K的超导转变温度,低于0.3μΩcm的正常态剩余电阻率.样品处于干净极限.薄膜表面RMS粗糙度小于5nm,在150nm宽的纳桥上测量到了大于1×108A/cm2的临界电流密度,接近MgB2,材料理论上的拆对电流密度,同样的结果也从对相同样品的磁性测量中推导得到.利用甲烷作为碳源,基于改进的热丝辅助混合物理化学气相沉积装置,高性能碳掺杂MgB2薄膜得以成功实现.不同程度的碳掺杂调制了MgB2双能带的带内和带间散射,进而明显增强了薄膜的上临界场.在重碳掺杂MgB2薄膜样品中,平行于样品表面的上临界场分量,Hc2//ab在临界温度(27K)附近对温度的斜率,-dHc2//ab/dT达到了3 T/K,暗示了样品具有非常高的上临界场Hc2//ab(0).碳掺杂同时使得样品的磁通钉扎能力得到很大增强.高场下具有比干净样品高出数个量级的临界电流密度,和更高的不可逆场.     

超声法制备金掺杂的纳米YBa2Cu3O7材料研究

将高温固相法制得的YBCO研磨,于无水乙醇中进行超声分散获得纳米YBCO/乙醇溶胶,随后掺入纳米金溶胶,浓缩、干燥得金掺杂的YBCO材料.结果发现,纳米金掺杂的YBCO/乙醇溶胶中粒子形成纳米链;掺杂适量金提高了YBCO的晶化程度;掺金量为0.025wt%～0.500wt%时,金/YBCO材料的超导转变温度丁Tc为93.84～92.01 K,但掺杂1%的金时,样品超导性能消失.若能进一步控制好掺金量,金掺杂YBCO的Tc也会相应得到提高.     

无定形C掺杂对MgB2微结构和超导电性的影响

采用原位法粉末装管工艺制备了MgB2-xCx/Nb/Cu单芯线材.通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(EMS)和物性测试仪(PPMS)等手段研究了无定形C掺杂对线材微观结构及超导电性的影响.结果显示,随着C掺杂量的增加,进入MgB2晶格的C含量增加,MgB2层间结构不变.样品性能达到实用化超导磁体要求,在温度30 K外场0.2 T条件下,C掺杂量x=0,0.05,0.10,0.15的样品临界电流密度分别达8.1×104,1.7×105,1.6×105和1.0×105A/cm2.实验表明最佳C掺杂量x在0.05与0.10之间.     

Bi—Pb—Sb—Sr—Ca—Cu—O掺入Mg的超导特性

本文报道了Bi_(1·6)~Pb_(0·3)Sb_(0·1)Sr_2Ca_2Cu_(3-x)Mg_xO_y (x=0, 0.05, 0.15, 0.2)的电阻实验及交流磁化率测量结果,发现x=0时高Tc相转变温度为132k;随着x增大,高Tc相转变温度降低,到了x=0.2时只有一个80k相。敌Mg对超导电性的破坏较严重,这可能是由于破坏了超导的Cu氧化物,同时也抑制了单斜相的形成。     

快速热压法制备掺杂纳米SiC的MgB_2超导体

采用快速热压烧结技术,在流动的高纯氩气保护氛围下,成功地制备出致密MgB2块材.系统地介绍了快速热压技术烧结MgB2块材的工艺,找出了烧结温度、保温时间、原料配比等最佳工艺参数;讨论了SiC纳米相的掺杂对MgB2块体的影响,包括微观显微组织、物相分析、临界电流密度(Jc)等.实验表明,在快速热压条件下,950℃保温30min,随后炉冷,可以制备出理想的MgB2块材,质量分数为5%SiC的掺杂可以极大地提高MgB2的超导性能.测试温度在20K以下,在自场下Jc可达到106A/cm2以上;在5K下,当外加磁场增加到7T时,Jc缓慢下降,但仍在105A/cm2以上,使其实用性得到更进一步改善.     

双层钙钛矿锰氧化物La_(1.34)Sr_(1.66)Mn_(2-x)Cr_xO_7的磁性和输运性质

采用固相反应法制备了双层钙钛矿结构锰氧化物La1.34Sr1366Mn2-xCrCrxO7(x=0,0.1,0.2,0.3.0.4)多晶系列样品,XRD分析表明,所有样品均为Sr3Ti2O7型四方结构,空间群为14/mmm.随着Cr3+离子掺杂浓度的增加,该系列样品的晶胞体积单凋减小.对于少量Cr3+离子掺杂的样品(x=0.1),三维长程铁磁有序转变温度Tc3D升高,二维短程铁磁有序转变温度Tc2D降低;结构分析表明,x=0.1样品的晶格常数c最小,a最大,c/a达到极小值;样品中严重的品格畸变导致双交换作用强度的改变是其磁有序转变温度变化的主要原因.对于大量Cr3+离子掺杂的样品(x=0.3,0.4),Tc3D降低,Tc2D基本保持不变.样品在150～300K范围内电阻率随着温度的降低单凋增加,显示出绝缘体或半导体行为,并且随着Cr离子的掺杂电阻率单调增加.     

超声法制备金掺杂的纳米YBa2Cu3O7材料研究

将高温固相法制得的YBCO研磨,于无水乙醇中进行超声分散获得纳米YBCO/乙醇溶胶,随后掺入纳米金溶胶,浓缩、干燥得金掺杂的YBCO材料.结果发现,纳米金掺杂的YBCO/乙醇溶胶中粒子形成纳米链;掺杂适量金提高了YBCO的晶化程度;掺金量为0.025wt%～0.500wt%时,金/YBCO材料的超导转变温度丁Tc为93...     

MgB2 中的超导电性

2001年1月发现的MgB 2 超导体,其超导转变温度高达39K,是所有金属间化合物及合金超导体中最高的.它的结构简单,制造成本低,很有可能被发展成实用超导体.综述了有关研究进展,其中包括:电子结构,高T c 机理和超导参数(Debye温度、电子比热系数、临界磁场、相干长度、穿透深度、能隙、临界电流和磁通蠕动速率).进而讨论与输电应用相关的问题.     

Mg1-xNaxB2化合物的结构和超导特性（英文）

报道了Mg1-xNaxB2化合物的结构和超导特性.块状样品的X射线衍射结果表明样品具有六边形的晶态结构.由于镁粉的化学活性,X射线衍射检测到了少量的MgO杂相.磁测量结果表明非化学计量比的MgB2并没有影响到超导的转变温度及转变温度的宽度.同时,钠的引入几乎没有影响到超导体转变温度.     

自旋梯状化合物Sr14(Cu1-xZnx)24O41的电输运及磁学性质

采用标准固相反应法制备了Sr14(Cu1-xZnx)24O41(x=0, 0. 01, 0. 02, 0. 03)系列多晶样品. X射线衍射谱表明所有样品均呈单相,且样品晶格常数大小随Zn掺杂量x的变化存在微弱波动. X射线光电子能谱表明Sr14Cu24O41中Cu离子以+2价形式存在,Zn掺杂对体系中Cu离子化合价不造成影响. 磁化率测量结果表明在10~300 K温度范围内Zn掺杂使体系磁化率降低,拟合结果表明随着Zn掺杂量x的增大,居里-外斯项对体系磁化率贡献逐渐减弱,二聚体耦合能JD 逐渐降低,每个分子中CuO2 自旋链内二聚体个数ND 与自由Cu2+离子自旋数NF 均逐渐减少,进一步分析显示替换二聚体内Cu2+离子的Zn2+离子数少于替换自由Cu2+离子的Zn2+离子数. 电阻率测量结果表明Sr14Cu24O41体系具有半导体特性,并且Zn掺杂会使体系电阻率降低,降低程度随掺杂量x增大而增大,但并未使体系发生金属- 绝缘体转变. 认为电阻率降低可能是由于Zn2+离子掺杂使体系内CuO2 自旋链中二聚体发生退耦,破坏了电荷有序超结构,从而使更多的空穴释放出来并转移到导电性好的Cu2O3自旋梯子中所致.     

铈掺杂对0.70PZN-0.15PT-0.15BT压电陶瓷结构与电性能的影响

采用两步合成法制备了CeO2掺杂Pb1-xCex/2(Zn1/3Nb2/3)0.70Ti0.3Ba0.15O3(0.70PZN-0.15PT-0.15BT-x,x=0.00,0.02,0.04,0.06)压电陶瓷,研究了铈含量变化对0.70PZN-0.15PT-0.15BT-x压电陶瓷材料相结构及其相关电性能的影响.随CeO2含量增加,居里温度升高,当x=0.04时,其压电系数d33达到225pC/N.     

锌掺杂二氧化钛对含酚废水的降解作用的研究

以钛酸四丁酯为主要原料,氯化锌溶液为掺杂剂,采用超声分散法制备了含锌的二氧化钛光催化剂.并采用X射线衍射(XRD),透射电镜(TEM)对产品进行了表征.同时研究了不同影响因素对苯酚去除率的影响.结果表明,焙烧温度为500℃,锌掺杂量r(Zn∶Ti)=0.01,催化剂的最佳投加量为2 g/L光催化性最好.     

自蔓延高温合成MgB2粉末

利用自蔓延高温合成法成功制备了MgB2粉末.通过热力学计算、X射线衍射图谱分析了各相生成的先后顺序及转化关系,探讨了合成反应产物中的相组成、MgB2的分解温度等.结果表明,自蔓延高温合成法能制备无MgB4等杂质相的单相MgB2,且晶粒细小易于分解.     

锌掺杂对Li4Ti5O12负极材料电化学性能的影响

通过溶胶凝胶法制备Li4Ti5O12及锌掺杂Li4-2x/3ZnxTi5-x/3O12(x=0.05,0.10,0.15,0.20)活性材料,并优化了最佳掺杂量为x=0.10。通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、恒流充放电测试对材料进行结构、形貌及电化学性能表征。结果表明:掺杂适量的锌离子不会改变钛酸锂的尖晶石结构和形貌,1C时,Li3.93Zn0.10Ti4.97O12放电比容量升高且容量保持率为99.74%;而纯相的容量保持率仅为94.30%。     

Pr替代La5/8Ca3/8MnO3体系的磁性与电输运特性

系统地研究了多晶La5/8-xPrxCa3/8MnO3(x=0,0.10,0.13,0.15)体系的磁性和电输运特性,并报道了这一体系的电阻率极小值行为.X射线粉末衍射测量表明,所有的样品都具有较好的单相结构;电输运和磁性测量结果表明,随掺杂量的增大,居里温度Tc和绝缘体-金属转变温度TMI都向低温区移动.在较低温度下电阻率表现出了极小值现象,而这一现象随外加磁场的增大逐渐受到抑制,对此现象从强电子-电子相互作用角度进行了分析讨论.在Tc和TMI转变温.度区域,样品表现出较大的磁电阻效应.样品在高温下的电输运行为可根据可变程跃迁机制得到很好的解释.     

Cu2ZnSnS4/Zn(O,S)异质结薄膜太阳电池的数值仿真研究

Zn(O,S)具有带隙宽、原料丰富且环保的优点,是一种很有潜力的CdS替代缓冲层。本文采用Solar Cell Capacitance Simulator (SCAPS)软件,对CZTS/Zn(O,S)/Al:ZnO 结构的薄膜太阳电池进行数值仿真,主要模拟研究Zn(O,S)的禁带宽度和电子亲和势、缓冲层的厚度及掺杂浓度、环境温度对电池性能的影响。结果表明：当Zn(O,S)的厚度和载流子浓度分别为50 nm和10₁₇ cm_-3时,电池的转换效率可达14.90％,温度系数为-0.021%/K。仿真结果为Zn(O,S)缓冲层用于CZTS太阳能电池提供了一定的指导。     

Zn掺杂MoS2的构型、电子结构及电催化析氢性能的理论研究

采用密度泛函理论(DFT)方法对二硫化钼(MoS₂)完整表面和不同掺杂浓度下过渡金属Zn原子掺杂MoS₂表面(Zn-MoS₂)的构型、电子结构及其电催化析氢性能进行了研究.研究结果表明:与MoS₂完整表面相比,Zn掺杂单层MoS₂的氢吸附吉布斯自由能(-0.09 eV)明显减小,接近理想值(约0 eV),表现出优异的析氢催化反应性能.电子结构研究结果表明:Zn掺杂MoS₂表面后,体系费米能级附近出现了Zn-3d轨道的带隙态,这表明有效调控了MoS₂催化材料的电子结构.在费米能级附近还出现了与Zn原子相邻的S原子的3p轨道的新电子态,可有效增强S-3p轨道和H-1s轨道的重叠,从而提高吸附氢的性能、优化电催化析氢性能.进一步对不同Zn掺杂浓度下Zn-MoS₂体系的研究结果表明提高Zn掺杂浓度仍能保持优异的电催化析氢反应性能.该文通过引入不同Zn掺杂浓度的方法,对MoS₂电催化剂的电子结构进行调控,从而有效提升电催化析氢反应性能.     

White organic light-emitting devices using Zn（BTZ）2 doped with Rubrene as emitting layer

Zn(BTZ)2 was synthesized from the complex reaction between zinc acetate dihydrate and 2-(2-hydroxyphenyl) benzothiazolate. Then Zn(BTZ)2 was used as main light-emitting material doped with different amounts of fluorescent dye Rubrene and fabricated a series of white organic light emitting devices. The configurations were as follows: ITO/PVK:TPD/Zn(BTZ)2:Rubrene/Al. The doping concentration of Rubrene in Zn(BTZ)2 was 1.2%, 0.12%, 0.08% and 0.05%, respectively. According to the EL spectra and CIE coordinates of the above devices, the optimum doping concentration (0.05%, weight percent) had been determined. The steady and bright white light emitting of the device with 0.05% doping concentration had been obtained, and the white emission covered a wide range of driving voltage (10--22.5 V). The CIE coordinates were (x=0.341, y=0.334) at the driving voltage of 20 V, which was very close to the equi-energy point (x=0.333, y=0.333), and the corresponding luminance and external quantum efficiency were 4048 Cd/m^2 and 0.63% (4.05 Cd/A), respectively. Lastly, we also discussed the emitting mechanisms of the material and the devices.