Ti/Sb-SnO2電極電解后的表面狀態變化

徐浩,邵丹,楊鴻輝,延衛

(西安交通大學環境科學與工程系, 710049, 西安)

Ti/Sb-SnO2電極電解后的表面狀態變化

徐浩,邵丹,楊鴻輝,延衛

(西安交通大學環境科學與工程系, 710049, 西安)

針對電極表面發生電化學反應而影響電極穩定性的問題,研究了0.1 mol·L-1的Na2SO4溶液中以5×10-3A·cm-2恒電流電解300 h后Ti/Sb-SnO2電極表面狀態的變化,同時采用掃描電鏡、元素分析和X射線衍射檢測了該表面的狀態,用電感耦合等離子體發射光譜儀檢測了電解后溶液中的金屬含量。結果表明:經長時間電解后的Ti/Sb-SnO2電極表面出現了氧化物層局部溶解及脫落的情況;電解完成后的溶液中檢測到Sn元素;電極表層的物質仍為Sb-SnO2,但衍射峰強度有所降低,Ti峰強度大幅度升高。由此推測,表層氧化物層的溶解、局部區域的脫落以及基底與表面層之間的鈍化可能是造成Ti/Sb-SnO2電極在長時間使用后失穩的主要原因。該結果可為改善Ti/Sb-SnO2電極表面形貌、提高表層氧化物負載量和電極穩定性研究提供參考。

Sb-SnO2電極;電解;表面;穩定性

電化學處理技術作為一種新穎的廢水物化處理技術,具有操作參數簡單、易于自動化、處理條件溫和及對生物難降解廢水具有較好處理效果等特點,受到越來越多科研工作者的關注與重視[1-4]。

電極的穩定性能一直是電化學水處理技術研究中的重要內容[5-6]。鈦基體金屬氧化物電極的穩定性更是決定其實用性的重要因素,從該種類電極被稱為形穩陽極也可見其穩定性能的重要性[7]。作為鈦基體金屬氧化物電極的典型代表,Ti/Sb-SnO2電極由于表層Sb-SnO2氧化物性質的原因,其穩定性尚不能達到實用的要求[8-11]。

電極表面是發生電化學反應的主要場所,其表面形態的變化直接影響到電極的各種性質,尤其是其穩定性能[12]。如果能夠將Ti/Sb-SnO2電極在長時間電解前后的表面狀態進行對比,將有可能發現電極表面在形貌、氧化物晶型、元素分布等方面的差異,揭示電極在長時間電解過程中的反應歷程,為分析其可能的失效原因奠定基礎。

本文通過對Ti/Sb-SnO2電極在長時間電解反應前后的表面形貌、表層氧化物晶型、表面元素分布及電解液中金屬元素濃度進行檢測表征,獲知電解過程對電極表面的影響,并由此分析電極表面的電解反應歷程,揭示電極失效的可能原因。在此基礎上,結合文獻資料,提出改善Ti/Sb-SnO2電極穩定性的途徑。

1 實驗部分

1.1 電極制備

鈦基體為2.5 cm×3 cm×0.5 mm的鈦片(純度為99.6%,寶雞鈦業股份公司),經600目砂紙打磨后用去離子水洗凈;置于由質量分數為10%的NaOH和丙酮以體積1∶1混合成的洗滌液中超聲除油1 h。將鈦基體洗凈后浸入微沸的質量分數為10%的草酸溶液中刻蝕2 h,取出后用去離子水洗凈,備用。

配制含等體積無水乙醇、異丙醇、正丁醇的有機溶劑,Sn、Sb按摩爾比10∶1將所需的金屬氯化物溶解在上述有機溶劑中,用濃鹽酸調節液體的酸度為pH=1,即獲得所用刷涂液[13]。此刷涂液需在使用前配制。

將前處理過的鈦基體自然晾干,稱重。將刷涂液均勻刷涂在鈦基體上,放入120 ℃的烘箱中烘烤15 min,后放入450 ℃的馬福爐(CMF1100,合肥科晶科技有限公司)中燒結15 min,取出后自然冷卻,重復上述步驟共10次,最后一次在馬福爐中450 ℃條件下燒結1 h,并在馬福爐中自然冷卻至室溫后取出備用,此時的電極基體表面呈現藍灰色。

1.2 電極性能測試

電極表面形貌使用掃描電子顯微鏡(FESEM,JSM-6700F,JEOL)觀察,電極表面元素分布情況采用FESEM自帶能譜測試儀(EDS)來分析;電極表面材料組成與結構使用X射線衍射儀(XRD,Rigaku D/MAX-2400X,Cu-Ka靶)來測定。

電化學測試在兩電極體系中進行,以Ti/Sb-SnO2電極為陽極,相同尺寸的銅片為陰極,采用LK3200A型電化學工作站(天津蘭立科公司)。長時間電解測試以0.1 mol·L-1的Na2SO4溶液為電解質,在電流密度恒定為5×10-3A·cm-2條件下進行,共進行300 h。長時間電解測試結束后,取電解液進行Sn及Sb元素濃度測試(ICP-OES,ICPE-9000,SHIMADZU)。

2 結果與討論

2.1 電極表面形貌

圖1為Ti/Sb-SnO2電極在長時間電解測試前后電極表面掃描電鏡(SEM)圖。由圖1a可知,在電解測試前,其表面為典型的Sb-SnO2泥裂狀多層重疊結構,存在大量明顯的裂紋,裂紋寬度在0.2～0.3 μm范圍內[8,11,14]。裂紋是由于表面Sb-SnO2層的熱膨脹系數與鈦基體不一致,導致在高溫熱處理及后續冷卻過程中Sb-SnO2層開裂所造成。多層結構則是由于多次刷涂熱解、氧化物層相互疊加導致,這樣有利于提高基體表面氧化物的負載量。圖1b～1d所示為電解測試完成后Ti/Sb-SnO2電極表面形貌。由圖1b可知,表面Sb-SnO2泥裂狀態依然存在,但出現大量氧化物溶蝕斑塊,表明表層氧化物在電化學反應后溶解進入到電解液中,造成上述溶蝕斑塊現象。溶蝕斑塊較深處,能清晰看到下一層氧化物層(圖1c中白框部分)。除溶蝕現象外,表面氧化物層的完整性也已被破壞,部分區域出現明顯Sb-SnO2層脫落(圖1d中白框部分)。

2.2 電極表面元素分布

表1為對圖1a及圖1b所示Ti/Sb-SnO2電極表面元素的EDS分析結果。由表1可知,電解前Sn與Sb的原子數之比n(Sn/Sb)為34.59,Ti與Sn的原子數之比n(Ti/Sb)為0.12,電解后n(Sn/Sb)為30.88,n(Ti/Sn)為0.33。

電解前電極表面n(Sn/Sb)的實測比值明顯高于刷涂液中n(Sn/Sb) 值的原因可能在于熱解過程中Sn與Sb兩元素的揮發速度不一致。電解前能夠檢測到Ti元素則表明電極表面有些裂紋的深度已經達到鈦基體。n(Sn/Sb)值在電解后有所降低,表明電解過程中Sn氧化物存在部分溶解的可能。n(Ti/Sn)值在電解后有一定程度的上升,表明電極表面的裂紋加深,破損處增加,導致鈦基底(或是鈦氧化物層)暴露的比率增大。

(a)電解測試前

(c)電解測試后表層溶解區

(b)電解測試后

(d)電解測試后表層脫落區

表1 Ti/Sb-SnO2電極長時間電解前后的 表面元素EDS分析結果

電極狀態摩爾分數/%SnSbTiO電解前16.950.492.0380.53電解后15.440.505.0878.98

表2為對圖1d所示Ti/Sb-SnO2電極表面未脫落處與脫落處的元素EDS分析。由表2可知,相比于未脫落處,脫落處的Ti元素量大幅度增加,n(Ti/Sn)值達到3.69,遠高于未脫落處的0.06,表明氧化物層的脫落使得底層的鈦氧化物層甚至鈦基底暴露出來。

表2 Ti/Sb-SnO2電極表面未脫落和 脫落處元素分析

檢測區域摩爾分數/%SnTiCO未脫落處15.110.856.6677.38脫落處6.1622.722.9868.14

2.3 電解液中元素含量

電感耦合等離子體發射光譜儀(ICP-OES)檢測長時間電解完成后的電解液發現,其中Sn元素含量為0.013 2 mg·L-1,表明表層Sb-SnO2氧化物中的Sn元素由于表層電化學反應而溶解進入到電解液中,進而造成圖1b、1c所示的溶蝕斑塊現象。測試并沒有檢測到Sb元素,可能是由于其含量非常微小低于儀器的檢測限所致。

2.4 電極表面XRD分析

圖2為Ti/Sb-SnO2電極長時間電解測試前后X射線衍射(XRD)譜圖。由圖2可知,長時間電解前的電極衍射曲線在2θ為26.5°、33.8°與51.8°處出現的3處峰為SnO2特征衍射峰,沒有出現Sb氧化物的特征峰;在2θ為38°、40°和71°處出現的3處衍射峰為Ti的特征峰。出現Ti特征峰可能是由于氧化物表層存在大量裂紋所致。

圖2 Ti/Sb-SnO2電極測試前后XRD圖

通過對比可知:電解后Sb-SnO2電極表面2θ為26.5°、33.8°與51.8°這3處SnO2特征衍射峰強度有所降低,可能是由于表面氧化物層部分溶解并進入溶液中,使得其負載量及結晶度減小,從而導致衍射峰強度下降;而38°、40°和71°這3處Ti特征峰的衍射強度均升高,表明由于電極長時間電解,使得表層Sb-SnO2氧化物出現溶蝕與破損現象,表面裂紋增大,甚至有部分區域出現Sb-SnO2氧化層脫落,暴露出更多鈦基體。

2.5 電極表面狀態改變歷程分析

根據上述實驗測試結果,可推測Ti/Sb-SnO2電極表面狀態改變歷程如下:當Ti/Sb-SnO2電極加電運行后,在電極/溶液界面處發生析氣反應,不同的電解質溶液中所發生的反應如下

(1)

(2)

圖1顯示出Ti/Sb-SnO2電極表面有大量裂紋存在,電解液會沿著電極表面裂紋向基體方向擴散。式(1)、式(2)所示的析氣反應不僅發生在涂層外表面,也會發生在電極內部的裂紋處。由圖1可知,氧化物電極表面的縫隙及裂紋都在微米尺度,其縫隙內傳質條件非常差。在如此狹小的空間內,所產生的氣體壓力將非常大,由此而帶來的沖擊作用,直接作用于涂層裂紋處,使得涂層與基體之間出現縫隙,進而導致涂層的機械脫落與崩離,如圖1d所示。

根據式(1)、式(2)可知,隨著電解反應的進行,溶液中H+不斷積累,OH-不斷消耗,由此會在陽極區域逐漸形成一個明顯的酸性環境,處于其中的表層活性涂層組分會發生如反應式(3)所示的電化學反應,造成電極表面氧化物層溶解,如圖1c所示。同時由于傳質條件的限制,將使得裂紋及縫隙內的pH值遠低于本體溶液的pH值,勢必加速涂層氧化物的溶解。

(3)

在電化學溶解和機械脫落崩離的共同作用下,底部鈦基體暴露在電解液中的比例顯著增加,如表1與表2所示EDS測試數據以及圖2所示XRD圖所示。暴露的鈦基體在電解液中很快會被氧化成為TiO2,造成電極在使用過程中電阻上升。除此之外,電極表面由于電化學反應而生成新生態氧,其中一部分轉化為氧氣,另外一部分則會吸附于電極表面。由于電場的作用,吸附部分的新生態氧將通過擴散的方式向基體方向遷移,進而氧化氧化物與鈦基體界面處的Ti使之變為TiO2。此種氧化過程會隨時間的推移而逐漸加深,導致TiO2絕緣層的范圍越來越大,進而使得氧化物與鈦基體界面處的導電通道逐漸縮小,直至消失。當電極使用時間達到一定值后,上述原因會導致表面氧化物層與底層鈦基體之間的電阻不斷增大,電極使用過程中的槽壓不斷升高,直至達到規定的氧化物電極失效標準。Ti/Sb-SnO2層電極長時間電解過程中表面層的變化趨勢可由圖3所示的過程來表示。

由上述數據結果、分析及圖3可知,造成Ti/Sb-SnO2電極失穩的可能原因有以下幾點:①氧化物層溶解/溶蝕,即表層金屬氧化物由于電極/溶液界面處的環境而逐漸溶解到溶液中;②氧化物層脫落,即由于裂紋內大量釋放的氣體沖擊基體與Sb-SnO2氧化物層而導致的表層脫落;③形成TiO2鈍化層,使得表層與基體間之間的接觸電阻隨使用時間的延長而不斷增加,直至電極失效。

2.6 技術改性方向

由上述分析可知,為提高Ti/Sb-SnO2電極的穩定性,可以從以下方面進行技術改性:①提高電極表面Sb-SnO2層的負載量,改善Sb-SnO2層的溶蝕性能,使得氧化物溶蝕的過程能夠延長;②改善電極表面形貌,提高其Sb-SnO2層致密性,減少甚至阻斷電解液向基體方面的滲透和擴散,使得氧化物層內部進行電化學反應的概率降低;③改善Sb-SnO2電極結構形式,阻斷鈦基體與電解液直接接觸反應的通道。

圖3 Ti/Sb-SnO2層電極長時間電解過程中變化趨勢示意圖

要達到提高穩定性的目的,有以下幾條路線可行:①采用新的Ti/Sb-SnO2電極制備方法,如電沉積法[15]、超聲噴霧熱解法[16]、溶劑熱合成法[17]、梯度功能法[18]、旋轉涂布法[19]和微波熱解法[20]等;通過新方法來減少Ti/Sb-SnO2電極表面的裂紋,提高其負載量,進而提高電極穩定性;②采用其他元素或組分進行摻雜改性,使得涂層組分多元化,以提高電極的穩定性。最常用的摻雜元素是稀土金屬元素[21-22];③改變電極的結構形式,即在Sb-SnO2層與鈦基體之間引入中間層[23],或是利用TiO2納米管陣列來作為新的Sb-SnO2電極基體,使得電極變成三維立體電極[24],進而提高穩定性。也可結合上述3條技術線路中的2條或是全部來進行Ti/Sb-SnO2電極改性,以進一步提高其穩定性。

3 結 論

本文采用SEM、XRD、EDS分析以及ICP-OES元素濃度檢測等手段,測試了Ti/Sb-SnO2電極在長時間電解測試前后表面層性質的變化。SEM測試結果表明:Ti/Sb-SnO2電極在長時間電解后,電極表面存在區域氧化物層溶解及脫落的情況,表層元素分析表明使用后電極表面Ti元素量有所上升。ICP-OES檢測發現,電解后溶液中Sn元素含量達到0.013 2 mg·L-1。XRD測試表明,在電極表層的物質仍為Sb-SnO2,但其衍射峰強度下降,Ti峰強度大幅度升高。由此推測造成Ti/Sb-SnO2電極失穩可能存在3種方式:表層氧化物層的溶解、表層氧化物層的脫落及基底與表面層之間的鈍化。因此,Ti/Sb-SnO2電極的表面氧化物溶蝕性能、負載量,表面形貌以及電極結構形式對于該電極的穩定性存在較大影響。

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(編輯 劉楊 苗凌)

SurfaceAnalysisofTi/Sb-SnO2ElectrodeafterElectrolysis

XU Hao,SHAO Dan,YANG Honghui,YAN Wei

(Department of Environmental Science and Engineering, Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049, China)

The change in the surface morphology in electrochemical processes can directly affect the stability of the electrode. Ti/Sb-SnO2, the target electrode, was electrolyzed in the Na2SO4solution (0.1 mol·L-1) under constant current density condition (5×10-3A·cm-2) for 300 h. scanning electron microscope, energy dispersive spectrometer and X-ray diffraction (XRD) were used to determine the change in the surface morphology. Inductively coupled plasma optical emission spectrometry was used to determine the metal content in the electrolyte. Then the possible reason for the deactivation of the Ti/Sb-SnO2electrode after long time running was proposed. The SEM results show that the surface layer of the Ti/Sb-SnO2electrode was partially dissolved and some parts were even detached from the titanium base after electrolysis. The Sn element was detected in the electrolyte after electrolysis, suggesting that Sb-SnO2was indeed dissolved in the electrolyte. The XRD analysis indicates that the surface layer was still Sb-SnO2but the diffraction peak intensity decreased. It appears that the anode deactivation may result from the dissolution and detachment of the oxide layer and the passivation of substrate. The result can be useful for the enhancement of the electrode stability.

Sb-SnO2electrode; electrolysis; surface; stability

2013-05-06。 作者簡介:徐浩(1984—),男,博士,講師;延衛(通信作者),男,教授,博士生導師。 基金項目:中國博士后科學基金資助項目(2013M532053);教育部高等學校博士學科點專項科研基金資助項目(20120201120058);中央高校基本科研業務費資助項目。

時間:2013-12-10 網絡出版地址:http:∥www.cnki.net/kcms/detail/61.1069.T.20131210.1438.005.html

10.7652/xjtuxb201402016

TQ150

:A

:0253-987X(2014)02-0093-06