Sr2MgMoO6陽極材料制備與催化性能

李付紹 徐應仙 武青青 沈虎峻 鄧明森

(貴州師范學院貴州省納米材料模擬與計算重點實驗室，貴陽550018)

0 引言

能源的高效利用是節能減排的重要途徑，固體氧化物燃料電池(solid-oxide fuel cells，SOFC)是一種可將碳氫燃料氣的化學能直接轉化為電能的電化學反應器，能量的轉化過程不受卡諾循環的限制[1-2]，具有很高的理論轉化效率，同時還具有污染小、燃料靈活等優點，因此，SOFC是一種極有應用潛力的新型發電裝置[3-4]。傳統SOFC的操作溫度高達1 000℃，這對電池材料的要求極高，電池組件之間的兼容性較差，對附屬設備的要求苛刻，電池的構造及運行維護成本高。降低操作溫度將有利于改善電池組成材料的適配性、延長電池的使用壽命、降低操作成本。因此，中低溫操作技術(500～800℃)成為現代SOFC研究的熱點之一[5-6]。然而，隨著操作溫度的降低，電解質的歐姆電阻和電極的界面阻抗又會隨之增大。為了降低電解質的歐姆電阻，人們研究開發了快離子導體材料，如Ce1-xSmxO2-δ(SDC)、La1-xSrxGa1-yMgyO3-δ(LSGM)。相 比于傳統的電解質材料Zr1-xYxO2-δ(YSZ)，這些快離子導體具有更加優良的中低溫氧離子傳輸性能。此外，隨著新技術的進步和新方法的應用，電解質薄膜制備工藝也將更加完善，電解質的歐姆電阻又可進一步降低，此時，氧在陰極上還原以及燃料在陽極上氧化所遭受的極化阻力(極化電阻)將成為電池性能急劇下降的主要因素。

近些年來，陰極材料的開發工作已經取得了長足的研究進展。通過開發具有離子-電子混合導電能力的鈷基鈣鈦礦氧化物，用以取代傳統的純電子導體陰極材料La1-xSrxMnO3，SOFC陰極側的極化阻力得以大大降低，主要包括Ba1-xSrxCo1-yFeyO3-δ、La1-xSrxCoO3-δ、Sr1-xMxCoO3-δ、MBaCo2O5+δ(M為稀 土元素)及其衍生物等[7-12]。相比之下，陽極材料的研究開發卻相對滯后，在當前的中低溫技術中，主流的陽極功能組分仍采用傳統的金屬-陶瓷復合材料，如Ni-YSZ、Ni-SDC等，其中催化組分為NiO經過還原后的Ni微晶顆粒，陶瓷組分為多孔電解質材料，其作用是分散催化組分和增大“燃料氣-電極-電解質”三相反應界面。Ni-陶瓷基復合陽極與YSZ、SDC等電解質有良好的連接兼容性，優良的導電性能，同時對清潔H2具有良好的氧化催化性能。然而，Ni-陶瓷基復合陽極在碳氫燃料中很容易產生積碳，也容易發生硫中毒，從而易于失去催化活性。此外，由于金屬熔點普遍較氧化物低，也很容易發生Ni微晶顆粒燒結團聚，從而大大降低活性催化表面，因此，有必要開發綜合性能更佳的新型陽極催化組分。

近年來，鈣鈦礦或雙鈣鈦礦陽極材料對燃料氣的催化氧化性能越來越引起人們的極大關注[13-18]。相對于Ni-陶瓷復合陽極材料，此類氧化物具有更好的燃料適應性，更高的耐硫性能，也具有更好的高溫穩定性。特別是具有雙鈣鈦礦結構的陽極材料Sr2MgMoO6(SMMO)[19-24]，自發現起便受到廣泛關注，相對于Ni催化劑，它具有豐富的結構特征和獨特的性能優勢。首先，SMMO的鈣鈦礦結構可以形成氧空缺，從而具有良好的氧離子傳輸性能。其次，在SMMO結構中，擁有d電子排布的Mo離子具有混合價態，從而使材料具有良好的電子導電能力。而且Mo元素具有很好的變價能力，可形成Mo6+/Mo5+氧化還原電對，從而使Mo原子位點易于形成主要的催化反應中心。

然而，SMMO的合成常涉及復雜的工藝過程，難以通過操作步驟簡單的固相反應獲得相態純凈的雙鈣鈦礦結構。根據經典的固相反應機理，金屬氧化物結構的形成通常由各種陽離子逆向經過各自對應氧化物前驅體界面的擴散行為所決定。而相對于其它金屬氧化物，如鈷基鈣鈦礦氧化物，SMMO結構中的金屬陽離子均由高熔點元素組成，陽離子的擴散/遷移能力差，因此前驅體的固相反應速度十分緩慢，難以通過簡單的退火處理使反應進行徹底。另一方面，固相反應過程也常常涉及多種中間物相的形成，這些中間產物通常在結構與性質上都將明顯區別于最終的目標化合物。目前，未有文獻對此進行重點關注或單獨詳細介紹，材料制備過程對材料結構性能所產生的復雜影響也未能充分掌握，這不利于提高SMMO陽極材料的催化潛力和電極性能。本研究中，我們將詳細研究SMMO合成制備的相關環節，特別是晶相反應的退火過程控制對陽極材料的結構組成、傳輸性能以及燃料氣催化氧化性能的影響。

1 實驗部分

1.1 材料制備與電池制作

SMMO多晶粉體樣品由檸檬酸(CIT)-乙二胺四乙酸(EDTA)共同配位的金屬配合物前驅體經過系列的熱處理制備得到。樣品的制備技術路線如圖1所示，其流程大致分為溶液調制(concoction)、溶液烘干(drying)、干凝膠熱分解(decomposition)、分解產物粉碎(pulverizing)、粉碎物煅燒(burning)、煅燒產物研磨(grinding)、研磨產物壓片(die pressing)、試片退火(annealing)、退火試片球磨(ball milling)等步驟，過程如下：(1)首先用氧化鋁坩堝裝取適量輕質氧化鎂細粉放入高溫爐中于950℃下煅燒2 h，待冷卻至120℃左右，按化學計量比稱取煅燒的氧化鎂倒入燒杯中，加入適量濃硝酸完全溶解得到Mg(NO3)2溶液，再稱取相應化學計量比的Sr(NO3)2與H24Mo7N6O24·4H2O溶入Mg(NO3)2溶液中，加入CIT和EDTA作為配位劑，CIT、EDTA的加入量與溶液總金屬離子物質的量之比控制在2∶1∶1，接著加入濃氨水攪拌至溶液澄清并調節溶液pH至8～9，從而得到金屬配合物前驅體溶液；(2)將金屬配合物前驅體溶液放烘箱中于80、120、150℃分階段加熱蒸發得到干凝膠；(3)將干凝膠放入450℃空氣爐中煅燒5 h分解；(4)將分解產物取出利用瑪瑙研缽搗碎；(5)將搗碎物放入800℃空氣爐中進一步煅燒8 h以使其徹底分解；(6)將徹底分解產物再用瑪瑙研缽研磨至細粉；(7)將細粉在100 MPa的軸壓下進行鑄模成片；(8)將模片放入Ar-H2(H2體積分數5%)還原氣氛管式爐中進行高溫退火24 h；(9)將退火模片經過球磨處理得到所需樣品，并根據樣品的純度反復進行“球磨→鑄模→退火”循環操作步驟從而得到一系列純度不一的樣品，分別將樣品命名為SMMO-1、SMMO-2、SMMO-3，分別對應1 100℃退火1次、1 100℃退火2次、1 100℃退火2次+1 200℃退火1次。制備過程中，高溫熱處理環節所需程序升溫/降溫速度均設置為2℃·min-1。

圖1 SMMO的制備路線Fig.1 Preparation route of SMMO

電池組成的其他材料，如固體電解質La0.8Sr0.2Ga0.83Mg0.17O2.815(LSGM)薄片以及Ce0.8Sm0.2O1.9(SDC)粉末的制備過程參考文獻進行[25-27]。

電化學性能測試用的單電池為電解質支撐型的紐扣狀電池，電解質為LSGM薄片，SMMO作為陽極，并用SDC作為電解質之間的緩沖層，以防陽極和電解質之間離子的相互擴散和相反應，陰極材料采用自制的La0.5Sr0.5CoO3-δ粉末[28-29]。電池的制作過程如下：先用絲網印刷將SDC漿料涂在(230±5)μm厚的LSGM圓片上并在1 300℃下燒結2 h得到陽極緩沖層；接著再用絲網印刷將SMMO漿料涂到緩沖層上，并在1 250℃下燒結4 h得到陽極層(燒結溫度、時間、燒結層厚度已經過初步優化)；最后用絲網印刷將陰極漿料涂在LSGM圓片背面并在950℃下燒結5 h，獲得厚度約為20 μm的多孔陰極組織層。對稱電池的制作過程與單電池基本相同，不同的是電解質圓片的兩側均為陽極層，從而形成“SMMO|SDC|LSGM|SDC|SMMO”結構的對稱電極；電流收集網采用銀漿點涂出的柵格，電池測試時，以H2為燃料，并以60 mL·min-1(標準大氣壓)的流速供給到測試電池的陽極，陰極則暴露于空氣中，測試前陽極側用純H2在800℃下預先還原20 h。

1.2 結構表征與性能測試

利用X射線衍射儀(XRD，RigakuUltima-Ⅳ)分析粉末樣品中相態的純度，CuKα1和CuKα2射線(波長分別為0.154 1和0.154 4 nm)，管電壓為40 kV，管電流為20 mA，掃描范圍為10°≤2θ≤90°。樣品的微觀形貌用掃描電鏡(SEM,Hitachi S4500)觀測，電子加速電壓為20 kV。樣品的電導率隨溫度的變化用修正的“四探針法”測量，采用蘇州晶格電子有限公司的電導率測試儀(ST2253)，在手動操作模式下進行測量。電導率測試樣品的制作過程如下：將制得的粉末樣品在軸壓100 MPa下鑄模成片，從而形成直徑約13 mm、厚度約1 mm的圓片，測試前樣品在800℃下用H2氛圍還原20 h。

電化學性能測試在2273高級電化學工作站(Princeton Applied Research：PARSTAT 2273)上 完成，并通過PowerSuite驅動程序對測量參數進行設置和數據采集。利用電化學阻抗譜(EIS)技術得到的陰極界面電阻，電壓擾動信號的幅值為10 mV，測量頻率范圍為100 kHz～10 mHz，并利用等效電路模型擬合分析界面阻抗信息。利用電流-電壓(I-V)極化技術得到單電池的輸出特性，線性極化速度為50 mV·s-1。

2 結果與討論

2.1 相態結構

利用XRD對制備樣品的純度、相態組成以及晶體結構進了研究，結果如圖2所示。從中可以看出，隨著循環退火次數的增加，樣品的XRD峰數依次減少，當經過3個循環退火以后，XRD峰數基本保持不變，表明樣品的相態組成已趨于穩定單一。通過標定發現，即使經歷多個退火循環，樣品在2θ=27.8°附近仍然有少量的SrMoO4雜質相，而且在實驗過程中發現，該雜質相很難通過多次循環退火完全消除，其原因還有待更深入的研究。扣除微量的SrMoO4峰后，經過多次退火后樣品的峰數不再變化，表明樣品已趨于純凈，與空間群為P21/n的單斜結構雙鈣鈦礦化合物已有很高的相似度。

相關的研究表明，SMMO的亞格子結構非常復雜，而且與制備的條件關聯度很大。Carlos等[30]利用XRD圖分析并結合電子透射斑點圖樣和中子衍射結果對比，對SMMO的結構進行了深入的解析，認為SMMO結構的對稱程度與三斜結構的空間群I1ˉ更加匹配，其標準衍射峰和晶體結構示意圖分別如圖2a和圖3a所示。究其原因，在SMMO的晶格原子陣列中，由于荷電量和原子半徑的不同，以Mg和Mo為中心的正八面體將分別發生不同程度的位移、變形和扭轉，從而使空間原子的排布偏離理想的立方結構或正交結構的鈣鈦礦，這種結構上的偏離變化結果如圖3b～3d所示，反映在晶體衍射上則是發生局部譜峰的進一步分化。

圖2 不同退火程序下的XRD圖Fig.2 XRD patterns by various annealing programs

圖3 SMMO的晶格結構Fig.3 Lattice structure of SMMO

2.2 形貌特征

經過退火反應后，所有樣品通過隨后的球磨處理之后，其外觀均呈現出藍黑色粉末，無任何差異，為此我們利用SEM對樣品再進行了放大觀察，結果如圖4所示。從中可以看出，樣品以納米晶粒或晶粒團聚體的粉末為主要特征，具有較大的催化表面，晶粒未呈現出特別規則的形貌結構，結合XRD結果可知，退火過程未產生晶粒生長的擇優取向，同時通過對比發現，3個粉末樣品的形貌結構均沒有明顯的區別，表明樣品經過球磨處理，可以消除因退火機制和燒結程度的不同所導致的顆粒大小和形貌結構上的差異，為各樣品在本征性能上的對比提供了形貌結構的一致性。

圖4 (a)SMMO-1、(b)SMMO-2和(c)SMMO-3的SEM圖Fig.4 SEM images of(a)SMMO-1,(b)SMMO-2,and(c)SMMO-3

2.3 電導率分析

作為SOFC的電極材料，良好的電導率(electrical conductivity，σ)有利于收集電極反應的電流和消除電極局部電荷的積累，保證電極反應的順利進行。利用“四探針法”研究了樣品SMMO純度對材料導電性能的影響，樣品在H2中電導率隨溫度的變化如圖5所示。從圖5a中可以看出，樣品電導率隨溫度的升高而升高，表明材料呈現出半導體特性的傳輸行為，其中SMMO-3在800℃下的電導率可達15 S·cm-1左右，導電性能較好，這與鈣鈦礦本身的結構有關。依據晶體場理論的d-電子軌道能級分離的t2g和eg水平[31]，鈣鈦礦的導電行為可以歸結為一定離域O2p-Mo3d能帶。在高溫下，Fermi能級傾向于處于半充滿帶，形成一種局域的t2態和離域的e(σ*)態。此外，通過對比相同溫度下各樣品的傳輸性能發現，電導率從SMMO-1到SMMO-3依次提升，表明樣品中的雜質對材料的導電性能有明顯的影響，提高樣品的純度有利于提升SMMO陽極材料的導電性。

圖5 樣品的導電性Fig.5 Electrical conductivity of the samples

為了從結構上進一步了解材料的導電行為和導電機制，我們對樣品的Arrhenius曲線進行了分析，如圖5b所示。所有樣品的曲線基本呈線性回歸趨勢，表明傳輸路徑特征或傳輸機制在研究溫度范圍內變化不大，而且所有樣品的線性回歸直線的斜率變化不大，表明材料內部具有相對一致的傳輸介質和相同種類的載流子。具體來說，傳輸過程主要涉及電子的移動和空位的遷移，考慮到空位的移動速度相對較慢，那么主要的導電機制為晶格中Mo-O八面體中心Mo原子上的電荷在鈣鈦礦結構所建立的晶體場中運動。

2.4 電化學性能

利用對稱電池的EIS研究了陽極上的H2氧化過程動力學，相應的阻抗復平面Nyquist譜圖如圖6a所示。可以看出，各陽極均包含2個不同程度的容抗弧，每個容抗弧對應一個弛豫過程，這表明H2的氧化過程受多步控制。從相位-頻率關系的Bode圖上也看出(圖6b)，樣品的陽極過程均包含2個頻率響應不同的時間常數C1和C2，較好地對應著復平面圖上的2個容抗弧。因此，如果不考慮高頻段微弱的感抗成分[32]，可以嘗試通過相應的等效電路Rohm(R1Q1)(R2Q2)來擬合陽極-電解質體系，如圖6c所示，等效電路中，Rohm為總的歐姆電阻，包括電解質的電阻、電極的電阻和導線的電阻。利用該等效電路均能很好地擬合阻抗測試結果，如圖6a圖中的實線部分所示，說明該等效電路與電極過程對應較好。在容抗部分，高頻段電阻R1和電容值Q1與電荷轉移步驟相關，低頻段的電阻R2和電容值Q2與氫的擴散步驟相聯系，包括H2的吸附-解吸、氫在氣相-陰極界面的擴散、過渡態的表面擴散等。容抗弧在實軸上的截距為極化電阻(Rp=R1+R2)，通常稱為界面電阻(area specific resistance，RAS)，較低的RAS值對應較好的催化活性。在800℃下，SMMO-3陽極的RAS僅為1.07 Ω·cm2左右，小于SMMO-2陽極的2.14 Ω·cm2和SMMO-1陽極的2.98 Ω·cm2，說明退火越充分，或者樣品純度越高，材料的催化氧化H2的性能越好，這一趨勢與前面材料的導電性能一致(圖5)。

對RAS隨溫度變化的Arrhenius曲線作線性回歸，從中得到活化能Ea，如圖6d所示。總體上看，線性回歸直線的斜率接近平行，說明各樣品活化能的數值接近，表明氫催化氧化的主要控制因素一致，主要由材料的表面活性位點決定。然而，仔細對比發現，陽極從SMMO-1到SMMO-3的活化能有略微升高的趨勢，這可能與材料晶體結構信息有關：SMMO-3更加純凈，晶格也更趨完整，同時陽極的主要結構為鈣鈦礦框架(圖3)；H2氧化過程通常還伴隨著H+或O2-在陽極晶格中的傳輸，完整的晶格對離子傳輸的阻礙作用可能更大，隨著溫度的升高，晶格常數變大，這種阻礙作用將變小，因此對溫度更為敏感，從RAS與溫度的Arrhenius關系圖上可知SMMO-3具有更高的活化能壘。

圖6 對稱陽極在H2中的EISFig.6 EIS of the symmetrical anode in H2

為了進一步研究材料的電化學性能，我們利用純H2作為燃料供給，對LSGM電解質支撐型單電池的性能進行了測試，結果如圖7所示。結果表明，相對于SMMO-1和SMMO-2陽極，SMMO-3陽極對應的單電池具有更高的功率輸出，在800℃下工作時(圖7a)，電池的峰值輸出功率可達710 mW·cm-2，高于SMMO-1和SMMO-2陽極的650和530 mW·cm-2；在750℃下工作時(圖7b)，電池的峰值輸出功率為560 mW·cm-2，高于SMMO-1和SMMO-2陽極的510和440 mW·cm-2；在650℃下工作時(圖7c)，電池的峰值輸出功率為310 mW·cm-2，高于SMMO-1和SMMO-2陽極的240和180 mW·cm-2，表明SMMO-3具有更好的H2氧化催化活性，與EIS結果一致。

圖7 各陽極樣品對應的單電池在(a)800℃、(b)750℃、(c)650℃下的I-V與I-P曲線Fig.7 I-V and I-P plots of the single-cells corresponding with different anode samples at(a)800℃,(b)750℃,and(c)650℃

最后，我們對相態幾近純凈的SMMO-3所對應的單電池進行了穩定性測試，在恒溫條件下進行恒電位極化測試，結果如圖8所示。從中可以看出，在750℃以及0.6 V恒電位載荷下運行10 h，輸出功率最初約為510 mW·cm-2，10 h后衰減很小，幾乎不變，表明電池在運行過程中，SMMO的電化學性能也較為穩定，從側面反映出SMMO結構的穩定性。

圖8 由SMMO-3陽極組成的單電池在750℃以及0.6 V恒電位載荷下的輸出功率Fig.8 Power output from cell built with SMMO-3 anode under a constant loading voltage of 0.6 V at 750℃

3 結論

SMMO晶相結構的形成涉及復雜的固相反應機制，難以通過簡單一步退火反應獲得相態純凈的雙鈣鈦礦結構，同時絕對純凈的SMMO在制備工藝上也存在一定的難度。制備過程對SMMO的純度對影響較大，純凈的SMMO需要經過反復混合及充分退火處理，同時樣品的純度對材料的諸多性能均有明顯影響，SMMO純度越高，材料的導電傳輸性能越好；樣品的SMMO純度對陽極材料的電化學性能影響很大，純度越高，陽極的界面電阻越小，材料催化氧化H2的性能越好，對應的單電池輸出功率越高；在800℃下，SMMO陽極的界面電阻可低至1.07 Ω·cm2以下，對應SOFC單電池的輸出功率可達710 mW·cm-2以上，是一種很有開發潛力的雙鈣鈦礦陽極材料。

致謝：感謝國家自然科學基金(No.52062006)以及貴州省基礎研究計劃(黔科合基礎-ZK[2021]一般237)提供研究資助；同時感謝曲靖師范學院“云貴高原化學功能材料與污染治理研究中心”以及曲靖師范學院“磁性材料及器件研究中心”提供的研究和分析測試平臺。