DreamBlooms/HansPub-15000-to-45000 huggingface dataset:
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user: 摘 要 在计算机领域，多处理器系统的诊断度是一项重要的研究课题。在传统的诊断度中，任一处理器的所有相邻处理器可以同时出现故障。但是，在处理器系统中，出现这种情况的概率极小。因此，peng等在2012年提出了g好邻诊断度，它限制每个非故障顶点至少有g个非故障邻点。作为超立方体的变形，n维Möbius立方体 有着比超立方体更好的性质。本文证明了 的1好邻连通度是 ，又证明了 在PMC模型下( )和在MM*模型下( )的1好邻诊断度是 。 关键词 :互连网络，Möbius立方体，1好邻诊断度
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user: 1. 前言 近些年来，随着多处理器规模的扩大，处理器的稳定性对系统的正常运行起着至关重要的作用。为了保证系统的稳定性，一个处理器无论何时发生故障，它都应该及时地被非故障处理器所识别，我们把识别故障处理器的过程叫做系统的诊断。在一个系统中，如果所有的故障处理器能够被自我诊断出来，并且所诊断出的故障处理器的数量不超过 ，那么我们说这个系统是 可诊断的。一个系统 的诊断度 指的是 是 可诊断的 的最大值。 为了识别系统中的故障处理器，一些诊断模型被提出，如PMC模型和MM*模型。PMC模型 [ 1 ] 是由Preparata等首次提出，它是通过两个相邻的处理器之间相互测试来实现的。Maeng和Malek提出了另一种比较诊断模型(MM*模型) [ 2 ] 。在MM*模型下，一个顶点分别给它的两个邻点发出相同的任务，然后比较它们反馈的结果。2005年，Lai等提出了多处理器系统的一种限制诊断度，命名为条件诊断度 [ 3 ] 。2012年，Peng等通过限制每个非故障顶点至少有 个非故障邻点，提出了 好邻诊断度 [ 4 ] ，并且他们证明了超立方体在PMC模型下的 好邻诊断度是 。王世英，韩威萍在文 [ 5 ] 中证明了 维超立方体在MM*模型下的 好邻诊断度。原军等在文 [ 6 ] 中证明出了 元 立方体在PMC模型和MM*模型下的 好邻诊断度是 。他们在文 [ 7 ] 中还证明了3元 立方体的 好邻诊断度。对于条件诊断度来说，其假设故障和非故障点的邻域中均至少有一个是非故障的。而对于1好邻诊断度来说，其仅假设非故障点的邻域中至少有一个是非故障的。在实际中，为节约资源和提高运算效率，大规模多处理器系统中多采用模块化设计方式。局部处理器多共享如电源、存储空间等软硬件资源且相对地数据交换频率较高。这就意味着非故障点的邻域中至少存在一个非故障点的概率远大于故障点邻域中至少存在一个非故障点的概率。鉴于此种情况，1好邻诊断度较条件诊断度更为贴合实际。马晓蕾等在文 [ 8 ] 中证明了交叉立方体的1好邻连通度和诊断度。在文 [ 9 ] 中，王牟江山等证明了网络的1好邻诊断度不超过条件诊断度。我们在这篇文章中研究Möbius立方体的1好邻连通度和诊断度。本文第二部分是预备知识，第三部分证明了Möbius立方体的1好邻连通度是 ，第四部分又证明了Möbius立方体在PMC模型下 和在MM*模型下 的1好邻诊断度是 ，第五部分是结论。
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user: 2. 预备知识 在这部分，我们将给出文中需要的一些基本符号和概念，Möbius立方体、PMC模型、MM*模型在这部分将给出介绍。 互联网络的拓扑结构我们用图 来表示，其中顶点表示处理器，边表示两处理器之间的通信链路。对于一个顶点 ， 是 在 中的度，表示在 中与 相关联的边数。对于任意一点 ，与 相邻的所有顶点的集合称作 的邻集，记作 。假设 ，那么 的邻集表示为 。设 和 是 中两个不同的子集。我们将对称差记作 。一条路 是一个所有顶点互不相同的相邻的顶点序列。如果 是图 的边子集，且 中的任意两条边没有公共顶点，则称 是 的一个匹配。如果 是图 中包含边数最多的匹配，称 是 的一个最大匹配。特别地，若最大匹配饱和了 的所有顶点，称它是 的一个完美匹配。任意一个故障集 ，对于任意一点 ，如果 ，那么 称作 的 好邻故障集。如果 好邻故障集 使得 不连通，那么 是一个 好邻割。 的所有 好邻割中的最小顶点数称为 的 好邻连通度，记作 。文中其它未定义而直接使用的基本符号和概念参见文献 [ 10 ] 。 在PMC模型中，为了诊断系统 ，在 中相邻的两点之间可以相互测试。在 中，两个相邻的顶点 和 ， 表示从 到 的测试，其中 是测试者， 是被测试者，我们用 表示测试结果。在PMC模型下，所有的测试结果如表1所示。在MM*模型下，结点 给它相邻的两个结点 ， 分配同一个的任务，再把测试结果反馈给结点 ， 对这两个结点反馈的结果进行比较。全部的测试结果叫做这个系统的比较症候，记作 。我们用 来表示测试结果。在MM*模型下，所有可能出现的比较结果如表2所示。 维超立方体 是一种很受欢迎的拓扑结构，Möbius立方体作为超立方体的一种重要变形，它有着比超立方体更好的性质。在文献 [ 11 ] 中已经给出了 维Möbius立方体的概念， 维Möbius立方体 是一个有 个顶点和 条边的 正则图。 的直径大约是 维超立方体的一半。在 中，点之间的平均通信步大约是超立方体的2/3， 比超立方体有着更强的动态性能。因此 也是一种很好的网络拓扑结构，值得我们研究。 维Möbius立方体作为超立方体的变形，其有两种形式，0型 维Möbius立方体和1型 维Möbius立方体，分别记作 和 。 定义1 维Möbius立方体，表示为 和 ，它的顶点集是 。在 中，两个顶点 ， 相邻当且仅当(a)存在 ( )满足： (1) 如果 ，那么 。 (2) 如果 ，那么 。 (b) 满足 。 在 中，两个结点 ， 相邻当且仅当(a)存在 ( )满足： (1) 如果 ，那么 。 (2) 如果 ，那么 。 (b) 满足 。 图1给出了4维的0型Möbius立方体，图2给出了4维的1型Möbius立方体。 Table 1 The test results in the PMC mode 测试者 被测试者 是故障的 任意情况均可 0或1 (结果不可靠) 是非故障的 是故障的 1 是非故障的 是非故障的 0 表1. 在PMC模型下测试结果 Table 2 The test results in the MM* mode 测试顶点 被测试顶点 和 非故障 和 都是非故障的 0 非故障 和 至少一个是故障的 1 故障 任意情况均可 0或1 表2. 在MM*模型下测试结果 图1. 4维0型Möbius立方体 图2. 4维1型Möbius立方体 和 都是 维Möbius立方体，本文只讨论 ，并把它记为 。
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user: 3. n维Möbius立方体的1好邻连通度 引理 3.1 [ 12 ] 当 时， 不包含三圈。 根据定义1，两个顶点 ， 相邻当且仅当条件(b)成立，即，当 时满足 ，此时我们称顶点 和 之间的连边是 的第 维边。我们将 沿着最高维分解，是通过删除 中所有第 维的边，将其分解成两个 维子图 和 ，显然他们都同构于 。我们称 和 之间的连边为交叉边，这些交叉边的集合是 的一个完美匹配。 引理 3.2 维Möbius立方体 中任意两个顶点之间至多有两个公共邻点。 证明根据引理3.1，任意两个相邻的顶点没有公共邻点。设 ， 是 中任意两个不相邻的顶点。用归纳法证明。当 时， 是一个四圈，此时结论成立。我们假设 时结论都成立，即， 中任意两个顶点之间至多有两个公共邻点当 。将 沿最高维分解成两个 维子图 和 ，它们同构于 ， 和 之间存在完美匹配。若 和 在同一个 维的子图中，不失一般性，假设 。由归纳假设 和 在 中至多有两个公共邻点。因为 和 之间交叉边是一个完美匹配，所以 和 在 中没有公共邻点。若 和 分别在两个 维的子图中，不失一般性，假设 和 。因为 和 之间交叉边是一个完美匹配，所以 与 在 和 中均至多有一个公共邻点。因此， 和 在 中至多有两个公共邻点。由 和 的任意性， 中任意两个不相邻的顶点至多有两个公共邻点。 引理 3.3 [ 12 ] 维Möbius立方体 的连通度 。 引理3.4 当 时，对任意的 ，设 且 ，则 。 证明要证 ，我们只需证明 不含孤立点。当 或4时，结论显然成立。当 时，用反证法证明。假设 是 中的孤立点，则 。因为 和 ，所以 和 。根据引理3.2，可得 和 。于是， 。因为 是 正则图，所以 。因此， 至少存在一个邻点不在 中，这与 矛盾。所以 不含孤立点。故 。 引理 3.5 维Möbius立方体 的1好邻连通度 。 证明 令 和 的定义与引理3.4相同，则 是 的一个割。因为 没有三圈，可以得到 。根据引理3.4，可以推出 ，又因为 。因此， 是一个1好邻割。故可以推出 。 引理 3.6令 是 的一个点割。当 时， 恰有两个分支，一个是平凡分支，另一个是非平凡分支。 证明将 沿最高维分解成两个( )维的子图 和 ，它们同构于 。设 ， ，则 且 。不失一般性，我们假设 。 情形1 或者 。 不失一般性，我们假设 。此时 。因为 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 是连通的。这与 是 的一个点割矛盾。 情形2 且 。 情形2.1 。 根据引理3.3， ，所以 是连通的。 情形2.1.1 。 根据引理3.3， ，所以 是连通的。因为 以及 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 是连通的，即， 是连通的。这与 是 的一个点割矛盾。 情形2.1.2 。 此时 。假设 是连通的，证明同情形2.1.1。因此 是不连通。注意到 ，又因为 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 中除孤立点外的分支一定与 连通。因此， 恰有两个分支，一个是平凡分支，另一个是非平凡分支。 情形2.2 。 此时 。此情形证明同情形2.1.2。 综上所述，结论成立。 引理 3.7令 是 的一个点割。当 时， 恰有两个分支，一个是平凡的，另一个是非平凡的。 证明 将 沿最高维分解成两个( )维的子图 和 。显然，它们同构于 。设 ， ，则 且 。我们采用归纳法证明。当 时， 。根据引理3.6， 恰有两个分支，一个是平凡的，另一个是非平凡的。假设 时结论也成立，即， 是 的一个点割且当 时， 恰有两个分支，一个是平凡的，另一个是非平凡的。下面证明 时结论也成立。不失一般性，假设 ，因为 ，所以 。 情形1 。 根据引理3.3， ，则 和 都连通。因为 且 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 是连通的，即， 是连通的。这与 是 的一个点割矛盾。 情形2 。 根据引理3.3， 。则 连通。 情形2.1 。 若 连通，证明同情形1。故 不连通。由归纳假设， 恰有两个分支，一个是平凡分支 ，另一个是非平凡分支 。因此， 。注意到 ， 。又因为 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 。因此， 中至少有一点与 中的点相连。则 连通。若 与 中的任意一点相连，那么 连通，这与 是 的一个点割矛盾。故 恰有两个分支，一个是平凡分支，另一个是非平凡分支。 情形2.2 。 情形2.2.1 。 在这种情况下， 。根据引理3.3， 连通。若 连通，证明同情形1。故 不连通。注意到 ，又因为 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 中除孤立点外的分支一定与 连通。因此， 恰有两个分支，一个是平凡分支，另一个是非平凡分支。 情形2.2.2 。 在这种情况下， 。因为 和 之间的交叉边是 的一个完美匹配，所以 连通。这与 是 的一个点割矛盾。 综上所述，结论成立。 引理 3.8 维Möbius立方体 的1好邻连通度 。 证明我们用反证法证明，假设 是一个1好邻割且 。则 没有孤立点且不连通。根据引理3.7，当 ， 恰有两个分支，一个是平凡的，另一个是非平凡的。这与 没有孤立点矛盾。因此，结论成立。 结合引理3.5和引理3.8可得以下定理： 定理 3.9 维Möbius立方体 的1好邻连通度 。
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user: 4. 在PMC模型下和MM*模型下的1好邻诊断度 定理4.1 [ 6 ] 在一个系统 中，对于任意两个不同的且顶点个数不超过 的 好邻故障集 ， ，若 ， 是可区分的，则 是 好邻条件 -可诊断的，使得 是 好邻条件 -可诊断的最大值 叫做 的 好邻诊断度，记作 。 定理4.2 [ 6 ] 一个系统 在PMC模型下是 好邻 -可诊断的当且仅当对于 中任意两个不同的顶点数至多为 的 好邻故障集 ， ，存在 和 ，使得 (如图3)。 定理4.3 [ 6 ] 一个系统 在MM*模型下是 好邻 -可诊断的当且仅当对 中任意两个不同的顶点数不超过 的 好邻故障集 ，满足以下其中一个条件(如图4)： (1) 存在 和 满足 。 (2) 存在 和 满足 。 (3) 存在 和 满足 。 图3. 在PMC模型下可区分对 图4. 在MM*模型下可区分对 引理4.4 维Möbius立方体 在PMC模型下和MM*模型下的1好邻诊断度 。 证明 对任意的 ，设 ， 和 。因为 没有三圈，所以 和 。根据引理3.4， 和 。因此， ， 是 的两个1好邻故障集。因为 和 ，所以在 和 之间没有边。由定理4.2定理4.3，我们可以推出 在PMC模型下和MM*模型下不是1好邻 -可诊断的。因此，由1好邻诊断度的定义可知 的1好邻诊断度小于 ，即 。 引理4.5 维Möbius立方体 在PMC模型下的1好邻诊断度 。 证明由1好邻诊断度的定义，需要证明 是1好邻 -可诊断的。根据定理4.2，证明 是1好邻 -可诊断的等价于证明任意两个不同的且顶点个数不超过 的1好邻故障集 ， ，存在 和 ，使得 。 采用反证法证明。假设在 中有两个不同的且顶点个数不超过 的1好邻故障集 ， ，根据定理4.2，对任意的 和 使得 。不失一般性，假设 。可以分以下两种情况进行讨论： 情形1 。 因为 和 ，我们可以推出 。当 时，上述不等式矛盾。 情形 2 。 根据假设 与 之间没有边和 是 好邻故障集，可得 。同理，若 ，则 。因为 ， 都是1好邻故障集，所以 也是一个 好邻故障集。又因为在 和 之间没有边，所以 不连通。故 是 的1好邻割。根据引理3.8，可得 。因此， 。这与 相矛盾。因为以上两种情况都产生矛盾，所以 是1好邻 -可诊断的。由 的定义可得， 。 结合引理4.4和引理4.5，可得以下定理： 定理 4.6 维Möbius立方体 在PMC模型下的1好邻诊断度 。 引理 4.7 维Möbius立方体 在MM*模型下的1好邻诊断度 。 证明根据1好邻诊断度的定义，等价于证明 是1好邻 -可诊断的。采用反证法证明。根据定理4.3，假设 中存在两个不同的且顶点个数不超过 的1好邻故障集 ， ， 和 不满足定理4.3中的(1)-(3)。不失一般性，假设 。分以下两种情况进行讨论： 情形 1 。 证明同引理4.5的情形1。 情形 2 。 断言 1 没有孤立点。 为了证明结论成立我们采用反证法。设 至少有一个孤立点 。因为 是一个1好邻故障集，所以至少存在一点 使得 与 相邻。另一方面，因为 不满足定理4.3中的(1)~(3)中的任意一种条件，所以至多存在一点 使得 。因此仅有一点 使得 。因为 是一个1好邻故障集，所以 在 至少有一个邻点，即 。同理，仅有一点 使得 。设 是 中的孤立点集，令 是由点集 导出的子图。因此，对任意的 ，存在 个邻点在 中。由于 ，故 。因为 ，所以 。假设 ，有 。当 时，上式矛盾，故 。因为 不满足定理4.3中的(1)且 的任意一点是不孤立的，所以可以推出 与 之间不存在边相连。因此， 是 的点割且 ，即 是 的一个1好邻割。根据定理3.8， 。 因为 ， 并且 和 都是非空的，所以 。于是，设 和 。所以对于任意的 满足 。根据引理3.2， 与 在 中至多有两个公共邻点。因此， 至多有两个孤立点。 假设 中恰有一个孤立点 ，则 ， 在 中与 相邻。显然， ， ， 和 。根据引理3.2， 与 在 至多有两个公共邻点，所以 。因此， 。于是， 。这与 矛盾。 假设在 中还有另外一个孤立点 ，则 ， 和 。根据引理3.1，可以得到 和 。又因为在 中任意两点至多有两个公共邻点，所以 ， ， 和 中任意两个集合在 中都没有公共点。因此 。于是， ，这与 矛盾。断言1证明完毕。 设 。根据断言1， 在 中至少有一个邻点。因为 ， 不满足定理4.3中的(1)~(3)中的任意一种条件，根据定理4.3(1)，所以对于任意一对相邻的点 ，不存在 使得 和 。因此，我们可以得到 在 中没有邻点。由 的任意性， 与 之间没有边。因为 是一个1好邻故障集且 ，所以 ，则 。因为 和 都是1好邻故障集并且 与 之间没有边，所以 是 的一个1好邻割。根据引理3.6，有 。因此， 。这与 矛盾。于是， 是1好邻 -可诊断的。故 。 结合引理4.4和引理4.7可得以下定理： 定理 4.8 维Möbius立方体 在MM*模型下的1好邻诊断度 。
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user: 5. 结论 在这篇文章中，我们研究了 维Möbius立方体 在两种模型下的1好邻诊断度问题。本文证明了Möbius立方体的1好邻连通度是 ，又证明了Möbius立方体在PMC模型下的1好邻诊断度是 和在MM*模型下的1 好邻诊断度是 。1好邻诊断度是假设每个非故障点至少有1个好的邻点， 好邻诊断度是假设每个非故障点至少有 个好的邻点。这项工作将对后面研究Möbius立方体网络的 好邻连通度、诊断度和相关诊断算法提供很好的帮助。
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user: 摘 要 钛箔具有柔韧性和导电性，致密二氧化钛层可通过钛箔热氧化生成，而二氧化钛层在有机钙钛矿太阳能电池中可以作为电子传输层。本文通过使用钛箔作为支撑材料，设计并制备了柔性有机钙钛矿太阳能电池。其中通过在空气中热氧化钛箔制备致密二氧化钛电子传输层，然后利用溶液旋涂法依次在致密二氧化钛层上制备有机钙钛矿活性层、空穴传输层、透明电极层。研究表明，钛金属有机钙钛矿太阳能电池光生电压可达0.55 V，光生电流4.5 mA/cm 2 ，该研究为制备基于柔性钛箔有机钙钛矿太阳能电池的空芯光纤太阳能电池奠定了基础。 关键词 :钛箔，有机钙钛矿电池，金属电池，空芯光纤结构电池
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user: 1. 引言 自有机钙钛矿太阳能电池研究首次报道以来，有机钙钛矿薄膜太阳能电池 [ 1 ] [ 2 ] [ 3 ] [ 4 ] 的光电转化效率在6年的时间内自3.8%迅速提高到经过认证的20.1% [ 1 ] ，其光电转化效率的提高速度远远超过了染料敏化太阳能电池等新型薄膜电池。近年来，加利福尼亚大学的Jingbi You曾报道了基于PET/ITO电极的柔性有机钙钛矿太阳能电池 [ 2 ] ，其以ITO (氧化铟锡薄膜)为电极，PET为支撑材料，该太阳能电池可弯曲但不能弹性恢复原状；上海复旦大学Hisheng Peng领导的团队研制出基于钙钛矿的柔性纤维太阳能电池，其是在不锈钢丝外面制备有机钙钛矿太阳能电池，用于电子纺织品中，太阳光照射外壁进行光电转化，但受光面积只有整个光纤电池的一半。在有机钙钛矿太阳能电池的各层材料中，其电子传输层为致密二氧化钛层，且致密二氧化钛层可通过钛箔热氧化生成 [ 5 ] ，因此理论上可基于钛箔热氧化生成致密二氧化钛层，且钛箔同时作为电极和支撑材料，以此来制备钛金属有机钙钛矿太阳能电池。基于钛箔的柔韧性，该结构钛金属有机钙钛矿太阳能电池可进行一定的弯曲，为制备柔性、光纤状太阳电池奠定了基础。
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user: 3. 钛金属有机钙钛矿太阳能电池的特性 3.1. 平面结构钛金属有机钙钛矿太阳能电池的效率特性 对所制备的平面结构钛金属有机钙钛矿太阳能电池，采用标准光照条件(AM1.5G)进行效率测试，其光电转化效率结果如图2所示。图2(a)给出了平行制备的#1、#2、#3、#4钛金属平面有机钙钛矿太阳能电池的I-V曲线，其中四个样品均是依照以上步骤制备的相同结构钛金属有机钙钛矿太阳能电池，其中#1、#2、#3、#4各样品之间在制备时间上相差2个星期，从图2(a)中四个样品的光电转化效率可以看出，该结构钛金属有机钙钛矿太阳能电池具有可靠性、可重复性等特点。由图可知，该结构的平面电池的光生电压为0.5~0.55 V，光生电流为3~4.5 mA/cm 2 。和ITO/FTO结构的有机钙钛矿太阳能电池相比，该结构的电池样品的效率不高。主要原因一是受人力和物力的限制，有些镀膜实验及其工艺参数还没有能够做到最优化；二是有机钙钛矿太阳电池材料本身敏感脆弱性和不稳定性，这是目前全球研究者都有共同认知的一个问题。比如，有机钙钛矿电池受天气、季节、地域的影响较大，晴天和阴雨天、冬季和夏季、北方和南方所制备的电池效率都有较大差异，该类不稳定性问题的机理及对策也正在全球范围内研讨中。为研究不同金属材料作为支撑材料及电极，我们依据钛金属有机钙钛矿太阳能电池的结构，研究了不锈钢金属有机钙钛矿太阳能电池，其中不锈钢表面致密二氧化钛层采用溶胶凝胶法制备，平行制备了#5、#6两个样品，所测得样品的I~V曲线如图2(b)所示。从图中可以看出，不锈钢有机钙钛矿电池的光生电压约为0.3 V，相应的光生电流为1.8 mA/cm 2 ，与钛金属太阳能电池相比，有大幅度降低。由此也证实本课题所设计并制备的钛金属太阳能电池结构有其自身的合理性和优点。 3.2. 钛平面结构有机钙钛矿太阳能电池随光照度改变的特性 图3(a)为#1至#4号钛金属平面有机钙钛矿太阳能电池样品在不同光照强度(1900~130，000 lux)下的光照度–光生电压曲线。测试时让光线垂直入射样品受光面，由图可知，随着光照度的增加，其光生电压曲线随光照度近似对数函数增加。这可能与制备有机钙钛矿太阳能电池所选用的材料的能级匹配有关，光生电压随光照度呈对数函数增加的趋势有待进一步研究。当光照强度增大到某一值时，其光生电压不在增大，这可能是由于空穴–电子对的增加导致电子传输层和空穴传输层拉开的电势增大，由于能级限制，当达到某一电势时则不会继续增加。图3(b)为钛平面有机钙钛矿电池样品在不同光照强度下的光生电流曲线。从图中可以看出，在0-130，000 lux范围内光生电流大小与光照强度近似成正比。对于光生电 图2. (a) 钛金属钙钛矿太阳能电池I-V曲线，(b) 不锈钢钙钛矿太阳能电池I-V曲线 流，当光照强度增大时，钙钛矿中空穴–电子对增加，同时空穴与电子的运动更加剧烈，这也使更多的空穴–电子对复合湮灭，因此随着光照增加，光生电流的增加速度变缓。 3.3. 钛金属有机钙钛矿太阳电池用于制备空芯光纤结构太阳能电池 基于钛箔的柔性有机钙钛矿太阳能电池可基于其柔韧性制备空芯光纤结构太阳能电池，空芯光纤结构太阳能电池在光捕获方面具有优于平面结构太阳能电池的特点。对直线型波导结构来说(如图4(a)所示)，入射进入空芯光纤结构太阳能电池的太阳能光可在内表面进行多次反射与吸收。虽然直线形态的空芯波导电池较平面形态的电池来说可以具有更高的光捕获能力，但仍存在一部分入射光从波导末端逃逸的可能，特别是在波导壁内各层的吸收系数较低的情况下。为了克服这个问题，经过思考和分析，在本课题研究中针对空芯光纤结构太阳能电池，提出了一种近似环形的工作形态 [ 11 ] ，如图4(b)所示。在该种形态下，空芯光纤电池近似首尾连接，入射光被限制在环形空芯波导腔体内循环反射并被吸收，具有很高的 图3. 钛金属有机钙钛矿太阳能电池在0~130，000 lux下的光强度–光生电压和光强度–光生电流曲线；(a) 光强度–光生电压曲线，(b) 光强度–光生电流曲线 图4. 直线型(a)和环形(b)空芯光纤结构太阳能电池示意图 光捕获能力。该工作形态的另一个优点是不需制备超长的空芯光纤电池。即使是较短的电池只要能弯曲成环状就可以实现对光的高捕获能力。
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user: 4. 结论 钛箔热氧化生成致密二氧化钛层可作为有机钙钛矿太阳能电池的电子传输层，且钛箔可同时作为太阳能电池的支撑材料和电极。通过配制有机钙钛矿太阳能电池各层材料的溶液，可通过溶液旋凃法等简易的工艺制备钛金属有机钙钛矿太阳能电池。经研究，钛金属有机钙钛矿太阳能电池在标准光照条件下可达到光生电压0.55 V，光生电流4.5 mA/cm 2 。钛金属有机钙钛矿太阳能电池为制备空芯光纤太阳能电池及环形工作形态的空芯光纤太阳能电池奠定了基础。
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user: 摘 要 本文采用固相反应法制备了掺杂M型钡铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 ，并对其在烧结过程中的相变及磁性质做了一定的研究。结果表明，当烧结温度低于1000℃时，尖晶石相BaFe 2 O 4 和铁离子缺失的M型铁氧体是主要的烧结产物。当烧结温度高于1050℃时，M型铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 开始生成。直到当烧结温度达到1200℃时，BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 才以单相的形式存在于烧结产物中。随着烧结温度的升高，烧结产物的剩磁比和矫顽场逐步降低，并在烧结温度高于1200℃的时候降到接近于零。饱和磁化强度随着烧结温度的升高逐步升高，并在1050℃的时候达到最大值，随后逐渐降低。磁性质的变化过程与烧结产物的相变是一致的。以上结果表明，相对于Fe 3+ ，Sc 3+ 对M型铁氧体的掺杂需要更高的热能，并会导致M型铁氧体磁性质的较大变化。 关键词 :M型铁氧体，Sc 3+ 掺杂，烧结温度，相变，磁性质
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user: 1. 引言 M型铁氧体BaFe 12 O 19 (以下简称BaM)是六角铁氧体的一种 [ 1 ] 。BaM的晶体结构可以看成是SRS*R*形式的交替堆叠。其中，S代表BaFe 2 O 4 ，R代表(BaFe 6 O 11 ) 2− ，S*、R*分别表示由S、R绕c轴作180°旋转所得。相对于尖晶石铁氧体，BaM沿c轴表现出各向异性，并拥有更高的磁晶各向异性常数(K 1 = 3.3 × 10 5 J/m 3 ) [ 2 ] 。因而，在过去的几十年里，BaM被广泛应用于永磁体以及高密度存储器等等 [ 3 ] [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ] 。除此之外，其在GHz频段微波器件方面也有潜在的应用前景。其次，掺入不同的离子对BaM的磁性会带来不同改变，这也进一步拓展了BaM在其他方面的应用 [ 7 ] 。比如，Al和Ga的掺杂有利于提高BaM的磁各向异性常数 [ 8 ] [ 9 ] [ 10 ] ，而其他诸如In和Co-Ti的掺杂却能够降低BaM的磁各向异性常数 [ 11 ] [ 12 ] [ 13 ] [ 14 ] 。据文献报道，Sc 3+ 对BaM中Fe 3+ 的少量取代也会使其各向异性常数显著降低，大小约为零，而相应的晶体结构却不会发生改变 [ 15 ] 。Sc 3+ 掺杂对BaM磁结构和各向异性的巨大改变，使其转变为一种软磁性材料 [ 16 ] 。进一步的研究表明，钪的掺杂会带来材料磁结构的改变，从而使Sc 3+ 掺杂BaM(以下简称ScBaM)拥有磁电耦合性质，这也奠定了其可能应用于一些新型器件的基础 [ 17 ] 。然而，直到现在，Sc 3+ 掺杂对BaM合成过程中的磁性质的影响还没有被系统研究过。在科学研究以及工业生产中，固相反应法已经被广泛应用于多晶氧化物材料的合成中 [ 18 ] [ 19 ] 。同样，固相反应法也是合成多晶M型铁氧体的最好方法之一 [ 2 ] 。对ScBaM固相烧结过程中相变的系统研究将有助于对其磁性质的变化有一个更深入、更系统的理解。本工作中，我们将系统地研究Sc 3+ 掺杂M型钡铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 烧结过程中的相变以及磁性质的改变。
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user: 2. 实验方法 本文采用固相反应法制备了Sc 3+ 掺杂M型六角铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 。高纯度(99.99%)的BaCO 3 ，Sc 2 O 3 和Fe 2 O 3 粉末按照化学计量比配料，混合球磨24个小时。将球磨所得混合物干燥，再在不同温度下(950℃~1250℃)烧结10个小时，烧结气氛为空气，之后按1℃/min降至100℃，随后自然降温。X射线衍射仪(XRD，型号为Rigaku D/Max 2000PC)用来分析样品相结构，扫描电子显微镜(SEM，型号为Hitachi，SU8010)用来分析样品的显微形貌，综合物性测量仪(PPMS，型号为PPMS-9，Quantum Design)上集成的振动样品磁强计(VSM)用来测量样品的磁性质。
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user: 3. 结果与分析 图1是不同烧结温度条件下所得产物的XRD衍射图。从图中可以看出，当烧结温度为950℃时，烧结产物包含四相：Fe 2 O 3 ，Sc 2 O 3 ，BaFe 2 O 4 和缺铁的M型钡铁氧体(图中“+”峰位代表的产物)。这个缺铁的M型钡铁氧体可能是BaFe x O 19 (10.2 ≤ x < 12)或者BaFe x Sc y O 19 (10.2 ≤ x < 12， 0 ≤ y < 1.8)。该XRD峰在1150℃以上突然消失表明BaFe x O 19 比BaFe x Sc y O 19 更有可能。此外，根据文献报道，铁离子缺失前驱体对单相M型钡铁氧体的形成有重要意义，烧结产物中M型铁氧体BaFe x O 19 (10.2 ≤ x ≤ 12)的产生很有可能源于这种情况 [ 20 ] [ 21 ] [ 22 ] [ 23 ] 。包含Fe 2 O 3 的多相产物表明固相反应还没有结束。在1000℃烧结温度下，Fe 2 O 3 的峰强降低而BaFe x O 19 的峰强增强，说明M型铁氧体BaFe x O 19 得到进一步结晶。当烧结温度达到1050℃时，Fe 2 O 3 和BaFe 2 O 4 的峰消失，Sc 2 O 3 的峰也几近消失，伴随着一些新的峰出现在BaFe x O 19 峰位的左侧。随着烧结温度的升高，BaFe x O 19 的峰强逐渐降低，新出现峰的峰强逐渐增强，但峰位没有明显变化。当烧结温度达到1200℃及以上时，只能观察到左侧新出现的峰，说明了固相反应的完成。所以，考虑到Sc的原子半径大于Fe，可以认为左侧新出的峰就是M型钡铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 的峰。 图2是1250℃烧结温度下所得BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 单相粉末的XRD衍射图。根据衍射图可以计算出烧结所得多晶BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 材料的晶格常数为：a = b = 5.94Å，c = 23.67Å。计算所得晶格常数和文献中 图1. 按相同化学计量(BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 )配比粉末在不同烧结温度条件下所得产物的XRD衍射图 报道的单晶BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 材料的晶格常数(a = b = 5.96 Å， c = 23.61 Å)较为接近，并且稍大于单晶BaFe 12 O 19 材料(a = b = 5.89 Å， c = 23.18 Å) [ 15 ] [ 24 ] 。以上结果结合图1，可以证实从1050℃烧结温度开始，图1中新出现的峰就是M型钡铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 的峰。进一步说明，相对于M型钡铁氧体BaFe 12 O 19 ，BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 的形成需要更高的烧结温度。这可能由于相对于Fe，更大原子半径的Sc要掺入M型钡铁氧体中需要破除更高的能量壁垒。 图3是不同烧结温度所得样品的扫描电镜照片。可以看到，当烧结温度在1050℃及以下时，样品晶粒尺寸没有明显变化。当烧结温度高于1050℃时，样品晶粒尺寸随烧结温度的升高而增大。在烧结温度达到1150℃时，就已经可以看到明显的六角晶体结构。 图2. 1250℃烧结温度下所得BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 粉末的XRD衍射图 图3. (a) 950℃，(b) 1050℃，(c) 1150℃和(d) 1250℃烧结温度下烧结所得样品的扫描电镜照片 图4. 室温下，不同烧结温度所得样品的(a)磁滞回线，(b)矫顽场(H c )，(c)饱和磁化强度(M s )，(d)剩磁比(M r /M s )随烧结温度的变化图 图4是室温下，烧结所得样品的磁性质随烧结温度的变化图。从图4(a)可以看出，样品的磁滞回线随烧结温度的变化发生了明显的改变。图4(b)表明样品的矫顽场(H c )随烧结温度的升高而逐渐降低。具体的，当烧结温度低于1000℃时，H c 大于3000Oe，这也说明了此烧结温度下，硬磁材料BaFe x O 19 (10.2 ≤ x ≤ 12)是主要的烧结产物。当烧结温度高于1200℃时，H c 快速下降到约为0Oe，说明了固相反应的结束。M型铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 和BaFe x O 19 (10.2 ≤ x ≤ 12)拥有类似的晶体结构，但磁结构却有很大差异。M型铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 的磁晶各向异性常数接近于零，因此表现出软磁性。图4(c)表明样品的饱和磁化强度(M s )开始随烧结温度的升高而逐渐增大，在1100℃时达到一个最大值，并在之后随烧结温度的升高而急剧降低。由于总的磁性原子数未发生改变，所以磁性的变化应该归因于烧结产物的相变。那么可以认为，M s 开始的增大是源于BaFe x O 19 (10.2 ≤ x ≤ 12)的生成，而之后的降低则是由于BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 的产生。有文献报道，非磁性Sc 3+ 对Fe 3+ 的取代会影响M型铁氧体中S、R、S*、R*界面处铁原子之间的交换作用，从而能够导致M s 的降低 [ 25 ] [ 26 ] 。M s 在1100℃时出现峰值更进一步说明了烧结温度在1050℃以上时，BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 开始形成。图4(d)表明样品的剩磁比(M r /M s )随烧结温度的升高而逐渐降低，其变化趋势和H c 相类似，进一步说明了M型铁氧体在Sc掺杂前后由硬磁性材料向软磁性材料的转变。
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user: 4. 总结 本文采用固相反应法制备了Sc 3+ 掺杂M型钡铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 ，并对其在烧结过程(950℃~1250℃)中的相变及磁性质做了一定的研究。研究表明，当烧结温度低于1000℃时，尖晶石相BaFe 2 O 4 和离子缺失的M型铁氧体BaFe x O 19 (10.2 ≤ x ≤ 12)是主要的烧结产物。当烧结温度高于1050℃时，Sc 3+ 掺杂M型铁氧体BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 开始生成。直到当烧结温度达到1200℃时，BaFe 10.2 Sc 1.8 O 19 才以单相的形式存在于烧结产物中。随着烧结温度的升高，烧结产物的剩磁比和矫顽场逐步降低，并在烧结温度高于1200℃的时候降到接近于零。饱和磁化强度随着烧结温度的升高逐步升高，并在1050℃的时候达到最大值，随后逐渐降低。磁性质的变化过程与烧结产物的相变是一致的。磁性质的变化过程可以归因于烧结产物的相变以及Sc 3+ 对M型铁氧体中Fe 3+ 的取代。其中，Sc 3+ 对Fe 3+ 的取代会影响M型铁氧体中S、R、S*、R*界面处铁原子之间的交换作用，宏观上变现为Sc 3+ 掺杂M型铁氧体磁性质的较大变化。
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user: 摘 要 在长输油气管道站场建设中，阀门、仪表和法兰的安装需要在主管道上开孔。高频直缝电阻焊管母材焊缝肉眼难以辨认，部分凸台安装位置距离电阻焊管焊缝很近甚至重合，因此凸台安装焊接对主管本身的影响程度需要深入研究分析。本文利用小孔法测量了高频直缝电阻焊管残余应力分布规律、凸台不同位置焊接对高频直缝电阻焊管原始残余应力的影响程度，发现电阻焊管开孔焊接凸台后，应力急剧上升，且凸台焊接对焊管纵焊缝上原始残余应力的影响远大于对管体的影响。 关键词 :凸台，高频直缝电阻焊管，小孔检测法，残余应力
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user: 1. 引言 站场与阀室是石油天然气储存与运输过程中必不可少的组成部分。为了满足阀门、仪表和法兰等的安装需要，站场和阀室设计中经常会遇到在主管上开孔、连接支管的情况。凸台(支管座)以逐渐收缩的内部结构、独特的侧面坡口和加强形状越来越广泛的应用在石油化工装置上。从西气东输工程引进北美等成套工艺设备的做法开始，近年国内站场/阀室工程建设中，小口径支管连接均采用了凸台结构。 随着焊管质量的不断提高，近年来许多发达国家已大量使用直缝电阻焊管代替无缝钢管，用于石油套管、管线输送管、油管和化工管道等。我国西气东输一线、二线等重点工程将高频直缝电阻焊管(以下简称HFW)广泛应用于站场内运输管线 [ 1 ] [ 2 ] 。但在实际操作中，HFW焊缝肉眼难以辨别，部分凸台安装位置距离HFW焊缝很近甚至重合，电阻焊管残余应力分布情况较少有分析 [ 3 ] [ 4 ] [ 5 ] 。针对西气东输二线站场/阀室中常用的HFW电阻焊管，本文利用小孔检测法测量了两种尺寸凸台焊接对管道原始残余应力的影响程度，为随后标准的修订、缺陷的检测范围以及凸台安装的补强等提供依据，进而最大程度的消除安全隐患，提高管道运行的可靠性，保证管道和站场、阀室的安全运行。
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user: 2. 试验材料及试验方法 2.1. 试验材料 本研究试验材料取自某钢厂生产的L415MB，Φ 406.4 mm × 12.5 mm电阻焊管。其化学成分见表1，力学性能见表2。 2.2. 试验方法 采用小孔检测法对HFW电阻焊管的残余应力进行测量。小孔法是常用的测定残余应力的一种半破 Table 1 The chemical composition of L415 resistance welding pipe w(C) w(Si) w(Mn) w(P) w(S) w(Cr) w(Mo) w(Ni) w(Nb) w(V) w(Ti) w(Cu) w(Al) w(B) CE II w Ceq Pcm 0.068 0.21 1.25 0.0098 0.0035 0.024 0.002 0.0067 0.041 0.024 0.019 0.017 0.028 0.0002 0.298 0.292 0.152 表1. L415 MB电阻焊管化学成分% 注：1) 表1中各数值表中焊管碳、硅、锰等元素所占百分比；2) 目前国际上为了便于分析研究合金元素对金属焊接性的影响，引出碳当量概念，即钢中合金元素的含量按其作用换算成碳的相当含量，国际焊接学会推荐CEⅡw、Ceq、Pcm的钢材碳当量计算方法：CEⅡw = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5，用于低合金高强度钢；Ceq = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/15 + Cr/5 + Mo/4 + Cu/13 + P/2，适合于含碳量偏高的钢种；Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Mo/15 + Ni/60 + V/10 + 5B，为低碳微量合金高强钢的碳当量。 坏性方法，是在测试残余应力的部位用钻孔工具加工一个小孔，小孔加工后，该处的金属连同其中的残余应力即被释放，原有残余应力也失去平衡，这时小孔周围将产生一定量的释放应变，其大小与被释放的应力是相应的。测量小孔附近由于小孔加工而引起的应变释放量，通过弹性力学计算即可换算出小孔处原有的残余应力值。
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user: 3. 凸台焊接对电阻焊管残余应力的影响 3.1. 测点位置布置 利用热切割的方法分别在HFW电阻焊管焊缝中心开直径为Φ 26 mm和Φ 50 mm的小孔，开孔焊接凸台后，利用小孔检测法对凸台焊接后HFW焊管上的残余应力分布进行检测，具体的测点位置如图1所示。 3.2. HFW电阻焊管残余应力分析 HFW焊管残余应力的分布与其焊接、成型加工工艺密切相关。HFW电阻焊接是带钢在经过滚压成型后，形成一个截面断开的圆形管坯，利用高频电流的集肤效应和邻近效应使感应电流高度集中在管坯的开口角边缘上，从而使温度迅速上升到焊接温度，在挤压辊挤压下完成。焊接后的定径和水压试验都是导致轴向残余应力值大于环向残余应力值的重要工序 [ 6 ] [ 7 ] 。高频焊接后，通过在线热处理改善焊缝和热影响区的组织和性能，导致焊缝及其附近区域的残余应力值低于管体区域，HFW电阻焊管上整体残余应力值较小，见图2，轴向残余应力值大于环向残余应力值，轴向和环向最大值约为母材屈服强度的38% Table 2 The mechanical properties of L415 resistance welding pipe 取样方向 规格/(mm × mm) 抗拉强度R m /MPa 屈服强度R t0.5 /MPa 断后伸长率A/% 冲击功A kv /J 管体90˚横向 38.1 × 50 570 530 37 207 表2. L415MB电阻焊管力学性能 抗拉强度、屈服强度：采用SHT4106材料试验机，依据ASTM A370-2012a《钢制品机械测试的标准试验方法和定义》，对母材进行拉伸性能试验，测管材的屈服强度、抗拉强度。冲击功：采用ZBC2752-B型冲击试验机，依据ASTM A370-2012a《钢制品机械测试的标准试验方法和定义》（Q/SY GJX 101-2009《天然气输送管道用钢管通用技术条件》要求依据ASTM A370进行试验），对母材、热影响区、焊缝进行夏比冲击试验，得出管体母材、热影响区、焊缝的夏比冲击功。塑性：指金属在外力作用下，能稳定的发挥塑性变形而不破坏其完整性的能力称为塑性，断后伸长率是评判指标之一，指断后长度与原始长度的比值。 图1. 凸台焊接后残余应力测点位置图 图2. HFW电阻焊管原始状态残余应力分布曲线 和29%。HFW焊管纵焊缝及其附近区域的残余应力值低于管体区域，轴向和环向的变化范围约为母材屈服强度的24.5%~33.6%和16.4%~21.5%，焊缝区域不存在应力集中现象 [ 5 ] 。 3.3. 焊接后HFW纵焊缝上残余应力分布规律 图3中横线表示焊管焊缝区域原始残余应力平均值，曲线为焊管轴向和环向残余应力。可以看出，在焊缝中心通过热切割开Φ 26 mm和Φ 50 mm孔焊接凸台后，对HFW纵焊缝上原始残余应力幅值影响规律和程度基本一致。且随着开孔大小的增加，应力集中区域增大。HFW焊管纵焊缝上凸台附近区域的残余应力值上升，其中轴向残余应力的增加幅度远远大于轴向残余应力。随着距离凸台焊缝距离的增加，残余应力增大幅度逐渐减小。两种情况下轴向残余应力的幅值依次为444 MPa和427 MPa，相对于HFW电阻焊管原始状态增加了约3.86~3.71倍，约为母材屈服强度的84%。环向残余应力的幅值依次为201 MPa和260 MPa，相对于HFW电阻焊管原始状态增加了约3.10~2.33倍，约为母材屈服强度的49%。相对于HFW电阻焊管残余应力的原始分布，根据轴向残余应力的变化情况，两种情况下纵焊缝上应力集中的影响范围依次为：92 mm和167 mm。 3.4. 焊接后垂直HFW直焊缝管体残余应力分布规律 凸台焊接改变了电阻焊管残余应力的原始分布状态，其规律同在纵焊缝上基本一致，即凸台边缘残余应力迅速上升，局部存在应力集中区域。但是不同于HFW纵焊缝上的残余应力分布，HFW电阻焊管管体上环向残余应力的增加幅度远远大于轴向残余应力。从图4可以看出，两种情况下环向残余应力的幅值依次为433 MPa和273 MPa，相对于HFW电阻焊管管体最大值依次增加了约2.4和1.5倍，约为母材屈服强度的82%和52%。凸台焊接后管体轴向残余应力相比变化较小。根据环向残余应力的变化情况，两种情况下应力集中的影响范围依次为：51 mm和113 mm。
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user: 4. 结论 1) HFW电阻焊管开孔焊接凸台后，凸台附近区域应力急剧上升，出现应力集中区域。 2) 凸台焊接对HFW焊管纵焊缝上原始残余应力的影响程度远远大于对管体的影响。凸台焊接后，HFW电阻纵焊缝上轴向残余应力上升幅度大，管体上则环向残余应力上升幅度较大。这种残余应力状态 图3. 凸台焊接后HFW纵焊缝上残余应力分布 图4. 开孔后距离纵焊缝不同距离残余应力 对于管道的实际承载极为不利。 3) 在焊缝中心开Φ 26 mm孔焊接凸台对HFW电阻焊管原始残余应力的影响最大，纵焊缝轴向残余应力和管体环向残余应力幅值达到444 MPa和433 MPa，分别达到母材屈服极限的84%和82%。即开孔越小，焊接残余应力越大。 4) 应力集中范围随着焊接凸台的直径增加而增加，但是残余应力峰值则相对较小，在焊缝中心开Φ 50 mm孔焊接凸台残余应力集中影响区域较大，在焊缝线和距焊缝线分别为167 mm和113 mm。即开孔越大，残余应力集中区域越宽。
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user: 摘 要 本文采用DSC测试了聚氧乙烯(PEO)和聚乳酸(PLA)的结晶温度(TC)和熔融温度(Tm)，用溶液共混方法制备了不同组成的PLA/PEO共混物薄膜，并对其进行了差示扫描量热(DSC)、广角X射线衍射(WAXD)及偏光显微镜(POM)分析。结果表明：共混物中薄膜PLA的结晶温度和熔融温度随PEO在共混物中含量的增加而减小；而熔融温度降低的幅度较小，但是都比PLA均聚物的熔融温度低；PLA在共混物薄膜中的结晶形态与PLA均聚物一致，但结晶尺寸相差很大。 关键词 :聚乳酸，聚氧乙烯，薄膜，共混物，结晶
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user: 1. 引言 高分子超薄膜的结晶是现今研究的热门和重点问题之一 [ 1 ] 。高分子薄膜(膜厚 < 500 nm)和超薄膜(膜厚 < 100 nm) [ 2 ] 可应用在现代科技的很多领域，如在传感器光刻蚀、液晶显示、防反射涂层等方面均发挥着不可替代的作用 [ 3 ] 。对于结晶性的高分子材料，它的薄膜结晶形态对其物理和机械性能会产生很大的影响，深入研究其结晶行为对聚合物材料的表征和生产工艺过程的制定具有重要的指导意义。 对结晶性高聚物而言，在熔点温度至玻璃化转变温度之间的任何一个温度，高聚物都可以结晶。聚氧乙烯(PEO)具有高度的柔顺性，易于结晶，常被大家选作研究聚合物结晶的常用体系。PEO又称聚环氧乙烷，是一种结晶性、热塑性的水溶性聚合物。不仅具有生物相容性而且分子量可在巨大的范围(约0.4~5000 × 10 4 )内调控。PEO具有可延伸性，当温度高于树脂熔点时，高分子量的PEO成为热塑性物质。聚乳酸(PLA)是一种来源于可再生资源，具有良好生物降解性、生物相容性的环境友好型聚酯型高分子材料 [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ] ，采用PEO与PLA共混，两组分都是环境友好的材料，这样可以在保持整个体系的生态友好的基础之上，来改善材料性能。对于PLA/PEO共混物的研究，国内外已有一些相关文献报道 [ 7 ] [ 8 ] [ 9 ] [ 10 ] ，适量的聚氧乙烯加入聚乳酸中可以明显提高PLA的柔韧性，表现为玻璃化温度的降低和断裂伸长率的显著增大。但至今很少报道这一共混体系的热行为与结晶行为。本文利用溶液共混的方法制备出PLA/PEO共混物薄膜，并对其进行了差示扫描量热(DSC)、广角X射线衍射(WAXD)及偏光显微镜(POM)分析，为薄膜的产业化提供指导。
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user: 2. 实验部分 2.1. 主要原料与仪器 聚乳酸(PLA)：牌号为Naturework 4032D，美国Naturework公司生产；聚氧乙烯(PEO)：相对分子质量为5.0 × 10 4 ，Polysciences公司产品；三氯甲烷(CHCl3)：分析纯，浙江增运贸易有限公司；过氧化氢：南京乐德鑫物资有限公司；浓硫酸，南京润华化工有限公司。 差示扫描量热仪(DSC)：Modulated Q20，美国TA公司；真空干燥箱：上海天呈实验仪器公司；偏光显微镜(POM)：DMRX型，德国Leica公司；热台：THMSE600型，英国Linkam公司；D8X-射线衍射仪：ADVANCE型，德国布鲁克(Bruker)公司。 2.2. 实验过程 2.2.1. PLA/PEO共混物的制备 将一定质量的PLA溶于一定体积的三氯甲烷中，搅拌至澄清透明溶液，然后按照配比将一定量的PEO在室温下混合，搅拌至二者完全互溶；放置通风橱中开启排风使溶剂完全挥发掉，得到干燥透明的PLA/PEO共混物薄膜。按上述步骤制备PEO含量(wt%)为5%，10%，15%，20%的PLA/PEO共混物薄膜。原料配比如表1。 2.2.2. POM样品的制备 以三氯甲烷为溶剂将纯的PLA和PLA/PEO共混物配成浓度为1%的溶液，静置一段时间使溶质充分溶解，然后用移液枪将溶液滴在已经处理好的载玻片上，将样品放在真空干燥箱中真空干燥24 h，让溶剂挥发至完全，备用。 载玻片的处理方法：首先将玻璃片放置于90℃的浓硫酸与过氧化氢体积比为3:1的混合液中煮沸，待过氧化氢完全分解，用镊子取出去离子水清洗数次，最后小心用氮气吹干，制得的样品经处理后用于偏光显微镜观察。 2.2.3. 测试与分析 DSC测试：样品质量在5 mg以内，在惰性气体(N2)保护下，采用二次升温，首先将样品从10℃加热到190℃，升温速率是20℃/min，恒温3 min，以消除热历史；然后将样品从190℃降温至20℃，降温速率为20℃/min；降温后在将样品以10℃/min的升温速率加热至190℃，记录升温曲线。 POM观察：把处理好的样品放在热台上，加热至100℃等温5 min以消除热历史，升温速率是10℃/min，然后通入液氮将样品冷却至44℃，降温速率是5℃/min，等温结晶60 min，然后将样品降至室温25℃，温度波动范围为±1℃。 D8 XRD测试：采用Cu-K射线(=1.54058A)，所用狭缝为DS (Goebel Mirror出射狭峰) = 0.1 mm，SS(防散射狭缝) = 0.6 mm，RS (接收狭缝) = 0.1 mm，根据不同的测量情况在放置Ni滤片的位置放置6.0 mm狭缝加一片、两片或不加铜片，扫描速率为4℃/min，扫描范围为5℃~40℃管压40 KV，管流40 mA。
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user: 3. 结果与讨论 3.1. PEO均聚物的DSC分析 图1为相对分子质量5 × 104的PEO均聚物的DSC图，熔融峰值为71.1℃，结晶峰值为43.7℃。PEO均聚物在很宽的温度范围内都能结晶，测试其熔融峰值及结晶峰值为后续实验中结晶温度的选择提供了理论依据。 3.2. PLA/PEO共混物的DSC分析 图2所示为PLA/PEO共混物薄膜的二次升温曲线。纯PLA及其共混物在升温过程中表现出相似的热行为，首先是发生PLA冷结晶，然后PLA晶体熔融。表2列出了PLA/PEO共混物的结晶温度、结晶焓、熔融温度和熔融焓。随着PEO组分含量的增加，结晶焓逐渐降低，熔融焓逐渐增大，共混物的冷结晶温度和熔融温度都有所降低，尤其是冷结晶温度降低明显。这是由于柔性PEO分子的加入提高PLA链段的移动能力，因而降低了PLA的冷结晶所需要的温度。不同组成的共混物的熔点降低幅度不大，但是都比PCL均聚物的熔点要低得多。PLA在共混物中分子链运动和结晶行为都受到PEO的限制，导致 Table 1 PLA/PEO blends composition formul PEO含量(wt%)% PLA/g PEO/g CHCl 3 /mL 5 0.363 0.018 40 10 0.364 0.036 40 15 0.374 0.056 40 20 0.374 0.075 40 表1. PLA/PEO共混物组成配方 Table 2 Thermal properties of PLA/PEO thin film PEO(wt%) Tc(℃) ΔHc(J/g) Tm(℃) ΔHm(J/g) 0 103.02 34.15 177.48 63.12 5 108.61 30.63 167.0 35.05 10 95.97 25.03 164.87 35.85 15 87.64 19.49 164.10 38.50 20 82.22 16.49 163.40 42.05 表2. PLA/PEO薄膜的热性质 图1. PEO均聚物的DSC曲线 图2. 不同组成的PLA/PEO薄膜DSC曲线 PLA的结晶尺寸减小且结晶不完善，所以共混物的熔点低于PLA均聚物的熔点，同时PEO含量为5%、10%、15%和20%的共混物的熔点差别不大，说明在不同组成的共混物中PLA能结晶的部分的结晶行为是一样的。 3.3. PLA/PEO薄膜的WAXD分析 为了深入了解共混物中PLA的结晶部分的结晶行为，对各组成不同的共混物进行了WAXD检测如图3所示。从图中可以看出，随着共混物中PEO含量的增加，共混物的衍射峰的位置保持不变且与PLA均聚物的衍射峰位置基本相同，但是衍射峰的强度略有变弱；这与3.2DSC的测试结果相符，说明共混物中能结晶部分PLA的结晶晶型没有发生改变只是随PEO含量的增加，这部分PLA的结晶度降低。说明该体系中PLA结晶部分相对于不同组成而言是相对“无扰部分”，也就是说共混物中PLA的结晶行为是相对自由的。这就使得不同组成的共混体系中PLA 的熔点基本相同。 3.4. PLA/PEO共混物的POM观察 图4为PLA均聚物及PLA在PLA/PEO共混物中在100℃等温结晶的POM图，从图的对比中可以清晰的发现PLA均聚物的结晶形态为典型的球晶并且结晶尺寸较大，而PLA在PLA/PEO共混物中结晶时，结晶形态虽呈典型的球晶，但是结晶的尺寸大大减小。这是由于在100℃下，PLA在PLA/PEO 体系中结晶时，受到熔融PEO的限制，致使PLA的晶片伸展受限，结晶尺寸大大减小。这说明对于PLA/PEO共混物来说，PEO的加入不会影响PLA的结晶形态但会影响其结晶尺寸。 图3. 不同组成的PLA/PEO薄膜的WAXD图 图4. PLA均聚物及PLA/PEO共混物的POM图(200×)
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user: 4. 结论 通过溶液共混方法制备了不同组成的PLA/PEO薄膜，并对共混物进行了DSC、WAXD及POM测试分析。结果表明：薄膜中PLA的结晶温度和熔融温度均随PEO在共混物中含量的增加而减小；薄膜熔融温度降低的幅度较小，但是都比PLA均聚物的熔融温度低；PLA在共混体系中的结晶形态与PLA均聚物一致，但结晶尺寸相差很大。
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user: 摘 要 碳纳米管具有优异的力学和物理性能，使得碳纳米管成为理想的复合材料增强相。碳纳米管增强复合材料可以在高端电子领域和自动化系统等领域发挥重要作用，但是如果无法解决碳纳米在基体中易团聚的趋势，碳纳米管的广泛应用将面临严峻的挑战。本文在Mori-Tanaka方法的基础上定量分析了碳纳米管的弯曲效应和团聚效应对碳纳米管的影响。 关键词 :碳纳米管，复合材料，有效模量，团聚效应，Mori-Tanaka方法