材料制备技术：关于ZL104铝合金的系列实验
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。实验一：火熔铸法制备 ZL104 铝合金一、实验目的掌握铝合金熔铸的基本流程：熔化→精炼→变质处理→浇铸；理解ZL104合金的成分体系及各组元的作用；了解精炼剂、变质剂的选用依据及安全操作规程；认识并分析铸造过程中常见缺陷的产生原因与预防措施。二、实验原理2.1 ZL104 合金的成分体系ZL104为 Al-Si-Mg-Mn 系铸造铝合金（国标ZAlSi9Mg），其典型成分（质量分数）为：$$\text{Si：}8\%\sim10.5\%,\quad \text{Mg：}0.17\%\sim0.35\%,\quad \text{Mn：}0.2\%\sim0.5\%,\quad \text{Al：余量}$$各组元的作用：元素主要作用Si（硅）提高流动性，降低收缩率，形成共晶组织，强化基体Mg（镁）时效强化（析出 $\text{Mg}_2\text{Si}$），提高强度与硬度Mn（锰）抑制铁相的有害针状形态，改善断裂韧性2.2 精炼原理向铝液中通入六氯乙烷（C₂Cl₆）精炼剂，其分解反应为：$$\text{C}_2\text{Cl}_6 \rightarrow \text{C}_2\text{Cl}_4 + \text{Cl}_2$$$$2\text{Al} + 3\text{Cl}_2 \rightarrow 2\text{AlCl}_3 \uparrow$$生成的 $\text{AlCl}_3$ 气泡在铝液中上浮，携带夹杂与溶解的氢气（$\text{H}_2$）逸出，起到除气除渣的作用，有效降低铸件中的气孔缺陷。六氯乙烷不吸潮，在干燥环境中可安全使用。注意： 不可使用 $\text{ZnCl}_2$ 等吸潮性精炼剂——若精炼剂预热干燥不足，水分会随精炼剂进入铝液，导致剧烈沸腾甚至爆炸。2.3 变质处理原理向铝液中加入 Al-Sr（锶） 或 Al-Sb（锑） 变质剂，可改变共晶硅的凝固形态：$$\text{Al-Si（未变质）：针状/板状共晶Si} \xrightarrow{\text{加入Sr}} \text{细纤维状/蠕虫状共晶Si}$$变质机制：Sr吸附在Si的生长界面（$\{111\}$晶面），通过改变界面能抑制Si的优先生长方向，迫使Si以细小纤维状凝固，消除应力集中点，显著提升冲击韧性和延伸率。Sr 与 Sb 的比较：变质剂变质效果有效期缺点Sr（锶）效果佳，组织细小较短，需时效处理变质等待期稍长，夹渣较多Sb（锑）效果稍慢很长（可反复使用）安全性稍差，含锑废料处理要求高由于 Sr 的有效期较短，本实验要求取样后迅速加入 Al-Sr 并立即关闭电阻炉电源，以缩短在空气中的暴露时间。2.4 电阻炉温度滞后电阻炉的热电偶置于炉腔中心，而电阻丝在外侧。由于金属的热传导有延迟，加热与断电时温度计读数与实际炉温存在系统性滞后：$$T_{\text{显示}} \neq T_{\text{炉腔实际温度}}$$加热时：$T_{\text{炉壁}} > T_{\text{中心}}$；断电后：$T_{\text{炉壁}} < T_{\text{中心}}$。实际操作中，炉温设定应比目标温度（700–720°C）低一定余量，防止过热氧化。三、实验配料设计目标合金成分（质量分数）：Al-10%Mn 中间合金：36.8 g（实际：37.89 g）Al-2%Si：487.06 g（实际：480.56 g）纯Al：478.9 g（实际：479.22 g）纯Mg：3.68 g（实际：4.72 g）精炼剂用量：六氯乙烷理论：9.94 g；实际：10.02 gAl-Sr变质剂用量：Al-Sr理论：30.77 g；实际：30.11 g四、实验步骤[0 min] 将除Mg以外的合金配料加入720°C电阻炉，随炉升温，稳定后采样（第一次取样，40 min）；[57 min] 加入六氯乙烷精炼，待气泡充分逸出后刮除铝液表面浮渣；[1 h 08 min] 精炼完毕，进行第二次取样；随后快速加入Al-Sr变质剂并关闭电阻炉；[1 h 58 min] 变质完成，进行第三次取样，完成实验整理实验场地。三次取样均倒入金属铸型中制成圆棒试样。五、实验结果所制三组试样整体形态完整，铸造较为成功，铸棒表面光滑，无明显宏观缺陷（如冷隔、明显缩孔）。六、分析讨论问题1：为何快速生产中宁可将精炼剂预热干燥而不用大气炉？C₂Cl₆不吸潮，在干燥环境和通风条件下水分不进入铝液，既安全又高效。而ZnCl₂等吸潮性盐类，一旦含水进入铝液，水分瞬间汽化膨胀并形成氢气，极易引发爆炸，在快速生产中安全隐患极大。问题2：Sr变质效果的有效期远短于Sb，实验中Sr的加入量如何控制？Sr 的最优添加量一般在 $0.01\%\sim0.02\%$（质量分数）。添加不足时变质不完全，Si仍以针状形态析出；添加过量则可能引入过多氧化夹杂，甚至因Sr与Mg反应生成 $\text{Mg}_2\text{Sr}$ 相而损耗有效Mg量，同时可能引入气孔。实验二：砂型铸造工艺方案设计与实践一、实验原理砂型铸造通过在型砂中造型来制备铸模。型砂需具备一定的强度、透气性和退让性，其中型砂的强度来源于水分在砂粒间形成的黏土薄膜（液桥）产生的表面张力结合力。型砂水分含量 $w_{\text{water}}$ 过高会降低型砂强度（液桥饱和），过低则无法形成有效结合；最佳水分含量通常在 $3\%\sim8\%$（质量分数）。浇注系统的设计需满足充型流量平衡条件：$$Q = A_{\text{浇口}} \cdot v_{\text{浇口}} = A_{\text{横浇道}} \cdot v_{\text{横}}$$由 Bernoulli 方程得充型速度：$$v = \sqrt{2g H_{\text{p}}}$$其中 $H_{\text{p}}$ 为有效压头高度（即从浇口液面到铸件最高点的高度差），用于估算充型能力和最小壁厚可充型性。二、实验过程设备： 上下型箱、木模、砂勺等造型工具。步骤：调节型砂水分（以手握型砂后缓慢释放，能保持形状且无多余水迹为准）；造下砂型：模样在型箱中心，凸面朝下放置，沿分型面方向填砂，逐层紧实；造上砂型：放置大木棒（浇注系统）和小木棒（冒口/补缩系统），填砂紧实后取出木棒，形成浇注通道；合型浇注；铸件冷却后开箱，去除浇冒口，进行初步修整。三、实验结果铸件完整且表面纹样清晰（所用模样为仿古铜钱造型），两个铸件均充型完全，填充效果良好，浇注系统运行正常。四、分析讨论问题1：为何工业生产中每次造型前均需调整型砂成分？在每次浇铸冷却过程中，高温使型砂中的 $\text{SiO}_2$ 部分发生相变（石英化），层状结构随之变化，原有的层状结合点逐渐失活，不再能有效保持水分。此外，有机粘结剂在高温下分解失效。因此：对于工业大批量生产，型砂接触高温次数多、周期长，型砂性能退化显著，必须在每次造型前调整成分；本实验中铸件小、次数少，型砂损耗轻微，影响可忽略，故未做调整。问题2：为何铸件中的大平面要被"避免"？大平面处铸型直接暴露在铝液中，铝液中的水分蒸发严重，小气泡易聚集在大平面处无法排出，形成气孔。若大平面倾斜，则气泡可沿斜面逸出，有效降低气孔率。烘烤后平面处砂型强度下降，大平面受铝液冲击时更易塌陷，铸件质量降低。实验三：火熔铸制备 ZL104 铝合金的质量与效果评价一、实验目的通过金相制样（切割→镶嵌→打磨→抛光→腐蚀）观察ZL104合金在不同处理状态下的微观组织；评估精炼处理与变质处理对金相组织（气孔、夹杂、Si相形态）的影响；学习并运用金相显微镜进行组织表征与评级。二、实验原理金相试样的制备质量决定了组织观察的可靠性。各步骤原理如下：倒角（chamfering）： 将切割后试样的棱角磨掉约45°，防止打磨时划破砂纸，保护操作者，同时避免在抛光时磨入"尖角崩起液浪"损伤试样表面。砂纸打磨： 由粗到细（100目→400目→600目→800目→1000目→1500目→2000目），每换一级砂纸将打磨方向旋转90°，直至上一道划痕完全消除：$$\text{划痕深度} \propto d_{\text{abrasive}},\quad \text{需满足} \quad d_{\text{next}} < d_{\text{current}}$$抛光： 使用金刚石抛光液（粒径$\sim1\ \mu\text{m}$），去除砂纸划痕，获得镜面。抛光方向（布的转动方向）应与打磨方向垂直，以便在金相镜下区分是否完全消除划痕。腐蚀： 本实验使用 $\text{NaOH}(\text{aq})$ 腐蚀剂，浓度宜稀、时间宜短，以不同相与基体的腐蚀速率差异显示晶界与相界：铝基体（α-Al）：腐蚀速率较慢，呈亮色；共晶Si：腐蚀速率极慢，以形貌清晰显现；气孔与夹杂：无腐蚀，呈黑色。腐蚀过度（时间过长或浓度过大）会使晶界过宽，形成凹坑，反而模糊组织细节；腐蚀不足则相界反差不足，需在金相镜下检查后决定是否补充腐蚀。三、实验结果（金相照片分析）请 下载报告 后查阅本章节的图片。处理状态×100倍×500倍组织特征① 未精炼、未变质大型气孔、大型夹杂针状Si相，周围共晶β相铸件组织疏松，缺陷密集，针状Si明显形成应力集中② 已精炼、未变质无明显大型气孔细纤维状Si相，无β相精炼后气孔显著减少，但Si仍以针状或粗短纤维形态存在③ 已精炼、已变质针状Si相圆钝化，有少量气孔细小纤维状Si，Sr偏析边界清晰变质处理使共晶Si由针状→纤维状，显著提升塑韧性四、分析讨论4.1 精炼对组织的改善精炼（通入C₂Cl₆）产生的 $\text{AlCl}_3$ 气泡上浮，将溶解在铝液中的氢气以及非金属夹杂携带至液面。气孔数量的定量评估可用气孔率 $\phi$ 衡量：$$\phi = \frac{V_{\text{孔}}}{V_{\text{总}}} \times 100\%$$未精炼试样中气孔尺寸达数百微米（×100下可见），严重削弱机械性能。已精炼试样气孔大幅减少，表明精炼对降低溶解氢、消除大型孔洞极为有效。4.2 变质处理对Si相的影响共晶Si的形态转变从针状/板状→细纤维状，本质是凝固界面能各向异性的改变。未变质时，Si沿 $\langle 112 \rangle$ 方向以台阶机制快速生长，形成粗大针状晶。Sr吸附改变了Si的生长界面特征，使其转变为：$$\Delta G_{\text{faceted}}^{\text{with Sr}} > \Delta G_{\text{non-faceted}}$$即加入Sr后，Si的小晶面生长（faceted growth）能垒增高，转变为非小晶面模式（non-faceted），以细纤维状向各方向生长，消除局部应力集中，断裂韧性显著提升。4.3 制样要点的深度讨论问题1：倒角在何时不需要？当试样本身轮廓光滑（无尖锐棱角）、或试样已经通过镶嵌包埋（如环氧树脂镶嵌）时，外角已被包埋材料保护，无需额外倒角。问题2：如何判断抛光是否足够？在金相镜下以最高倍率（如500×）观察，若视野中已无划痕、仅见点状夹杂与组织，则抛光足够；若仍见方向性划痕，则需继续抛光，必要时从上一级砂纸重新打磨。问题3：腐蚀后某些区域凹陷严重，为什么需要重新打磨抛光？如果凹陷浅，可以直接从细砂纸开始吗？可以，但是需要注意，NaOH腐蚀后表面有腐蚀产物，直接抛光会损坏砂纸和污染抛光布。应先充分清洗并干燥，再从细砂纸（如1500目）重新抛光，而非从粗砂纸开始，以避免引入新划痕。凹坑过深则需从较粗砂纸重做。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
材料制备技术：粉末制备与成型技术
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。实验一：球磨法制备 SiO₂ 粉体材料一、实验目的通过滚筒球磨与行星球磨两种方式制备二氧化硅（SiO₂）粉体，利用筛分法分析产物的粒径分布，比较两种球磨方式及不同转速对研磨效果的影响。二、实验原理2.1 滚筒球磨机球磨罐随滚筒旋转，磨球在重力与摩擦力作用下对物料产生冲击与研磨。临界转速是保证磨球正常抛落运动的关键参数。在临界条件下，离心力等于重力分量：$$mg = \frac{mv^2}{R} \implies v_{\text{临界}} = \sqrt{gR}$$由 $v = \omega R = \frac{2\pi n}{60} R$，代入得临界转速：$$n_{\text{临界}} = \frac{1}{2\pi}\sqrt{\frac{g}{R}} \times 60 = \frac{42.4}{\sqrt{D}} \quad (\text{r/min})$$其中 $D = 2R$ 为球磨罐内径（m）。实际操作转速一般取临界转速的 $60\%\sim80\%$，以保证磨球的有效抛落研磨。2.2 行星球磨机行星球磨机的磨罐在公转盘上既绕公转盘轴公转，又绕自身轴自转，两种转动产生的复合离心力使磨球获得远高于滚筒球磨的冲击能量，适合将颗粒研磨至微米乃至亚微米级。行星球磨的Froude数（无量纲离心加速度）为：$$Fr = \frac{\omega^2 R}{g}$$高 $Fr$ 值意味着更强烈的碰撞与剪切，粉碎效率更高。2.3 筛分分析筛分法通过标准筛网将粉体按粒径分级。筛网目数（mesh）与等效开口尺寸的换算近似为：$$d \approx \frac{25400}{\text{目数}} \quad (\mu\text{m})$$各级质量分数：$$w_i = \frac{m_i}{m_{\text{total}}} \times 100\%$$其中 $m_i$ 为第 $i$ 级筛网上的截留质量，$m_{\text{total}}$ 为样品总质量。回收率定义为：$$\eta = \frac{\sum m_i}{m_0} \times 100\%$$三、实验过程原料： SiO₂粉体（100 g/组），磨球。筛分装置： 40目 → 100目 → 200目 → 300目 → 底盖（粒径依次减小）。操作流程：称量100 g SiO₂原料，依次过40/100/200/300目筛，记录各级底盘质量（筛网初始质量已称量）；将样品装入行星球磨罐，压紧密封，注意避免偏心；分别在200 rpm 和 400 rpm 下球磨 10 min；同一样品再装入滚筒球磨罐，在轻速档（滚轮驱动），分别在 200 rpm 和 400 rpm 下滚磨 10 min；每组取出后重新筛分，记录各级质量并计算粒径分布。四、实验数据表1 各组球磨前后筛网质量记录（g）组别40目100目200目300目底盖筛网初始质量250.95260.06251.86244.98200.55行星200rpm 前350.98260.06251.87244.94200.46行星200rpm 后350.41260.41251.97245.00200.49行星400rpm 前350.80261.80248.90247.90206.90行星400rpm 后299.70270.50282.00260.80208.70滚筒200rpm 前350.53260.06251.84244.94200.45滚筒200rpm 后351.01260.11251.93245.01200.57滚筒400rpm 前350.91260.03251.85244.95200.46滚筒400rpm 后349.95260.43252.04245.09200.48表2 各组样品净重（g）（质量 = 球磨后筛网质量 − 初始筛网质量）组别行星200rpm行星400rpm滚筒200rpm滚筒400rpm总回收100.06100.39100.09100.07表3 各组粒径分布（质量分数，%）粒径区间行星200rpm行星400rpm滚筒200rpm滚筒400rpm>40目（粗颗粒）99.5%40.4%~100%99.3%40~100目0.4%9.6%~0%0.4%100~200目0.1%27.8%~0%0.2%200~300目0.0%14.6%~0%0.1%<300目（最细）0.0%7.5%~0%~0%五、分析讨论5.1 行星球磨转速的影响200 rpm： 99.5%的粉体仍停留在40目筛网，粉碎效果极为有限。这是因为低转速下行星球磨的离心加速度不足，磨球对颗粒的冲击力未能超过SiO₂颗粒的断裂韧性阈值。400 rpm： 40目以上粗粉降至40.4%，200目细粉占27.8%，300目细粉14.6%，底盖收集7.5%。粒径分布显著细化，说明更高的 $Fr$ 数提供了充分的碰撞能量。两者研磨效率差异可从比能输入角度理解。球磨单次碰撞的冲击能近似为：$$E_{\text{impact}} \propto m_{\text{ball}} \cdot v^2 \propto m_{\text{ball}} \cdot \omega^2 R^2$$转速翻倍则冲击能提升约4倍，颗粒细化效果显著增强。5.2 滚筒球磨的局限性无论200rpm还是400rpm，10 min内滚筒球磨对SiO₂颗粒的粉碎效果均近乎为零。原因在于滚筒球磨的能量密度远低于行星球磨——在相同转速下，行星球磨的公自转叠加使磨球的有效碰撞速度提高了数倍。SiO₂的硬度较高（莫氏硬度约7），需要更高的冲击能量方能破碎，短时间滚筒球磨无法满足。5.3 两种球磨方式对比（400 rpm）指标行星球磨400rpm滚筒球磨400rpm粗粒（>40目）比例40.4%99.3%细粉（<200目）比例22.1%<0.3%研磨效率高极低结论： 行星球磨是本实验条件下制备SiO₂细粉的最优选择，400 rpm × 10 min为本实验最佳参数组合。5.4 工业应用讨论问题A： 工厂为何仍广泛采用滚筒球磨？行星球磨法适合实验室小批量、高精度研磨；工业中滚筒球磨的设备成本仅为行星球磨的数分之一，且维护简单、产量大、连续运行能力强。对于较软或对粒径要求不极端的物料，通过增加球磨时间与装载量，滚筒球磨完全能满足需求，因此仍是工业主流。问题B： 传统振动筛被高压气流筛与超声波筛替代的原因：筛分方式防堵塞性精度适用范围传统振动筛差（易堵网、团聚）一般差（需频繁清理）高压气流筛好（气流自清洁）高（流动驱散）好超声波筛较好（高频振动防堵）较高好（金属3D打印粉末等）超声波筛利用筛网的局部高频振幅振动，能瞬间清除堵塞筛网的颗粒，使粉末顺筛网更流畅地分级，广泛用于金属3D打印粉末、电池材料的筛分。实验二：制粒、压制成型的设计与实践一、实验目的理解成型剂（粘结剂、润滑剂）在粉末制备中的作用机制；掌握压制成型的设计要素与操作规范；对比不同处理方式对压坯力学性能的影响。二、实验原理2.1 粉末压制成型原理压制成型通过外加压力使粉体颗粒重排、变形，最终形成具有一定密度和强度的压坯。压制过程可分为三个阶段：阶段Ⅰ（低压）： 颗粒重排与滑移，孔隙率快速降低；阶段Ⅱ（中压）： 颗粒发生弹塑性变形，接触面积增大；阶段Ⅲ（高压）： 颗粒间机械嵌合与局部碎裂，压坯强度显著提升。压坯密度与压制压力的关系可用 Heckel方程 描述：$$\ln\frac{1}{1-D} = kP + A$$其中 $D$ 为相对密度，$P$ 为压制压力，$k$ 与 $A$ 为材料常数。$k$ 的倒数 $P_y = 1/k$ 近似代表材料的屈服压力。2.2 成型剂的作用粘结剂（binder） 通过在颗粒间形成粘接桥，提升压坯的生坯强度（green strength），防止脱模后开裂。粘结剂的加入使颗粒间结合能 $U_b$ 增大：$$\sigma_{\text{green}} \propto U_b \cdot A_{\text{contact}}$$润滑剂（lubricant） 减小粉末颗粒间以及粉末与模壁之间的摩擦系数 $\mu$，提高粉末流动性，使压制压力沿轴向的传递更均匀（减小压力梯度），改善密度分布均匀性。摩擦导致的压力损失为：$$\frac{dP}{dz} = -\frac{4\mu}{D_{\text{die}}} \cdot P \cdot K_0$$其中 $K_0$ 为侧压系数，$D_{\text{die}}$ 为模具内径。润滑剂降低 $\mu$，可有效减小轴向压力梯度，提升压坯均匀性。三、实验过程材料： YG8硬质合金粉体；成型剂： 石蜡（研磨为细粉后与粉体混合）。分组设计：组别处理方式A组未添加成型剂、未过筛B组已添加成型剂、未过筛C组已添加成型剂、已过筛操作步骤：计算并称量各组所需粉体质量；B、C组将研磨细的石蜡与粉体充分混合；C组进一步过筛处理；将粉体装入阴模（矩形），放置上压片，置于液压机压盘中央；缓慢施压，到位后保压约10 s；翻模，将凹槽底置于阴模下方，放置下片，脱模时不施压。四、实验结果实物照片显示三组压坯外观均完整，尺寸约为同等级别。表4 三组压坯性能对比样品类型压坯强度成型密实性备注A组（无成型剂，未过筛）最低极散可被钢尺破坏，结构不完整B组（有成型剂，未过筛）较好较好破面光滑，粉料结合性好C组（有成型剂，已过筛）较高可期（但本批次略低于B组）一般因石蜡颗粒较大，符合过筛要求时反而略偏低烧结样（参考）最强致密组织均匀，性能优异五、分析讨论5.1 成型方式对压坯性能的影响A组无粘结剂，颗粒间仅靠机械嵌合，生坯强度极低；B组加入石蜡后，石蜡在压制过程中填充颗粒间隙并形成粘接桥，生坯强度显著提升；C组理论上通过过筛使石蜡颗粒尺寸更均匀，混合更均一，但本次实验因研磨工具为坩埚（非高能球磨），石蜡颗粒尺寸偏大，过筛后有效石蜡量反而减少，导致强度略有下降。5.2 C组异常的原因使用高能行星球磨将石蜡研磨至足够细（使粒径满足过筛要求）是保证C组效果的前提。本实验使用坩埚研磨，导致石蜡颗粒偏粗，过筛时大部分石蜡被筛除，实际加入量偏低，强度和混合均匀性因此下降。5.3 工业应对不同粉末收缩率的方案不同材料（WC、TiC、SiC等）烧结收缩率不同，若采用刚性模具单向压制，则需针对每种材料专门设计模具，开发周期长、灵活性差。推荐方案：采用冷等静压（CIP）技术冷等静压通过液体介质从各方向施加均匀压力：$$P_{\text{isostatic}} = \frac{F}{A} = \text{const（各方向相等）}$$其优势在于：均匀致密化： 压力各向同性，避免单向压制的密度梯度问题；适应收缩差异： 通过调节初始粉末填装密度与烧结参数，可适配不同材料的收缩率；通用模具： CIP使用橡胶软模，无需针对各材料定制刚性模具。实验三：粉体和烧结体的基本性能评测一、实验目的掌握粉体流动性、松装密度、振实密度的测定方法；测定烧结体的实际密度、维氏硬度与断裂韧性；综合分析球磨条件对粉体性能的影响规律。二、实验原理2.1 烧结体密度（阿基米德排水法）真实密度：$$\rho_{\text{实际}} = \frac{m_1}{m_2} \cdot \rho_{\text{H}_2\text{O}}$$其中 $m_1$ 为烧结体在空气中的质量，$m_2$ 为其完全浸入水中时的排水质量（注意扣除绳子体积）。相对密度：$$\rho_{\text{相对}} = \frac{\rho_{\text{实际}}}{\rho_{\text{理论}}} \times 100\%$$2.2 维氏硬度维氏硬度采用正四棱锥金刚石压头，载荷为 $P$，压痕对角线长度为 $d_1, d_2$：$$HV = 0.1891 \cdot \frac{P}{d^2}, \quad d = \frac{d_1 + d_2}{2}$$其中压力 $P$ 单位为 N，$d$ 单位为 mm，HV 单位为 kgf/mm²（$1\ \text{HV} \approx 9.807\ \text{MPa}$）。2.3 断裂韧性（压痕法）利用维氏压痕产生的放射状裂纹长度 $c$ 计算断裂韧性：$$K_{IC} = 0.15 \sqrt{\frac{HV_0}{\sum L}} \cdot \frac{a}{c} \cdot \sqrt{\pi a}$$简化的 Anstis 公式：$$K_{IC} = \xi \left(\frac{E}{H}\right)^{1/2} \cdot \frac{P}{c^{3/2}}$$其中 $\xi \approx 0.016$ 为量纲常数，$E$ 为弹性模量，$H$ 为硬度，$P$ 为压入载荷，$c$ 为裂纹半长。2.4 粉体流动性指标豪斯纳比（Hausner Ratio，HR）：$$HR = \frac{\rho_t}{\rho_b}$$其中 $\rho_t$ 为振实密度，$\rho_b$ 为松装密度。卡尔指数（Carr Index，CI）：$$CI = \frac{\rho_t - \rho_b}{\rho_t} \times 100\%$$流动性评判标准：HRCI流动性评级<1.25<10%极好–好1.25–1.5010–25%一般–尚可>1.50>25%差休止角（安息角） 通过粉体自然堆积的圆锥半角 $\theta$ 衡量流动性：$\theta < 30°$ 为流动性好，$\theta > 45°$ 为流动性差。三、实验数据3.1 烧结体密度测量项目数值质量 $m_1$5 g带绳排水体积1 mL绳子体积0.2 mL理论密度 $\rho_{\text{理论}}$6.69 g/mL实际密度 $\rho_{\text{实际}}$6.25 g/mL相对密度93.42%3.2 维氏硬度与断裂韧性取点$d_1$ (μm)$d_2$ (μm)HV$K_{IC}$ (MPa·m^{1/2})第一次324.34321.83532.944.36第二次293.40297.11638.15NA第三次324.36313.20547.444.17均值——572.844.2653.3 SiO₂粉体性能（不同球磨条件）球磨条件松装密度 (g/mL)振实密度 (g/mL)休止角HRCI滚筒200rpm1.51.626°1.0676.25%滚筒400rpm1.61.631°1.0000.00%行星200rpm1.60.7*28°0.438*−128.57%*行星400rpm1.52.142°1.40028.57%*注：行星200rpm振实密度出现异常值（振实密度远低于松装密度），可能为实验操作错误或记录误差，不纳入常规比较。四、分析讨论4.1 烧结体致密化分析相对密度93.42%意味着烧结体内仍有约6.58%的孔隙。常规无压烧结条件下，孔隙的存在是不可避免的，但孔隙会降低材料的弹性模量、硬度和断裂韧性。可通过以下方式提升相对密度：$$\rho_{\text{相对}} \uparrow \Leftarrow \begin{cases} \text{提高烧结温度（加快质量传输）} \\ \text{延长保温时间} \\ \text{热压或热等静压（HIP）施加外压} \\ \text{添加烧结助剂（降低活化能）} \end{cases}$$4.2 硬度波动分析三次HV测量值（532.94、638.15、547.44）的标准差约为56 HV，最大差值105 HV，说明材料微观结构不均匀——晶粒尺寸、孔隙分布或第二相偏聚可能导致不同取点位置硬度差异显著。4.3 粉体流动性规律滚筒200rpm（HR=1.067，CI=6.25%，θ=26°）： 流动性好至极好。颗粒粒径较大，表面积/体积比低，颗粒间范德华力与表面摩擦相对较弱，堆积结构较稳定，可压缩性适中。滚筒400rpm（HR=1.000，CI=0%，θ=31°）： HR=1说明松装与振实密度完全相等，粉体几乎不可压缩。这与颗粒形状或极窄的粒度分布有关，松装时已接近最密堆积状态。行星400rpm（HR=1.400，CI=28.57%，θ=42°）： 流动性差。行星球磨将颗粒细化至接近超细粉范畴，颗粒间范德华力大幅增强（正比于 $1/d$），导致粉体团聚严重，休止角增大，流动性显著恶化。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
生物医学材料：聚多巴胺纳米颗粒的制备及表征
实验介绍本实验以仿生材料聚多巴胺（PDA）的构建为核心，基于“氧化自聚—成核生长—结构调控”这一方法论路径实现功能性纳米颗粒的制备。首先利用多巴胺在碱性有氧环境中的自发氧化反应生成关键中间体，并通过分子内环化与重排形成吲哚类结构单元；随后通过共价聚合与非共价相互作用协同驱动形成聚多巴胺低聚体，并进一步自组装为纳米颗粒；在此过程中，通过调控溶剂体系及反应动力学实现颗粒成核与生长的精确控制，最终获得结构稳定、分散性良好的PDA纳米体系。整体方法体现了从分子反应路径调控到纳米尺度结构构筑的仿生材料设计思想。仿生学基础与化学起源仿生学与交联基础聚多巴胺（Polydopamine, PDA）是一类受生物启发的黑色素样高分子材料，其设计源于贻贝在湿润环境中的高效粘附机制。研究表明，贻贝足丝蛋白中富含3,4-二羟基苯丙氨酸（DOPA）与赖氨酸，其中DOPA侧链上的邻苯二酚（Catechol）结构是实现湿态粘附与交联的关键功能单元。本实验选用多巴胺（Dopamine, DA）作为仿生单体，其分子同时含有儿茶酚基团与氨基（$-\mathrm{NH_2}$），既保留了贻贝蛋白的界面粘附特性，又能够在特定条件下发生氧化自聚反应，从而形成结构稳定的纳米颗粒。氧化自聚反应机理氧化自聚路径多巴胺在碱性（通常 $\mathrm{pH} > 8.5$）且有氧环境中，会经历一系列氧化、环化、重排及聚合过程。尽管其聚合机理仍存在共价聚合与非共价组装并存的讨论，但主流路径可概括为连续反应过程：首先，多巴胺中的邻苯二酚基团在溶解氧作用下被氧化为多巴胺醌，该过程可表示为$$ \mathrm{Dopamine} + \tfrac{1}{2}\mathrm{O_2} \xrightarrow{\mathrm{pH}>7} \mathrm{Dopaminequinone} + \mathrm{H_2O} $$随后，多巴胺醌由于结构不稳定，其侧链氨基作为亲核试剂发生分子内迈克尔加成反应，形成白多巴胺色素（Leucodopaminechrome）。该中间体进一步发生氧化与结构重排，生成5,6-二羟基吲哚（DHI）及其氧化态5,6-吲哚醌，这些结构单元作为关键中间体参与后续聚合反应。最终，DHI及其衍生物通过芳基-芳基偶联形成低聚物，并在 $\pi\text{-}\pi$ 堆积、氢键作用及部分共价交联的共同驱动下，逐步组装形成聚多巴胺纳米颗粒，其整体反应路径可表示为：$$ \mathrm{Dopamine} \rightarrow \mathrm{Dopaminequinone} \rightarrow \mathrm{Leucodopaminechrome} \rightarrow \mathrm{DHI} \rightarrow \mathrm{PDA} $$在此过程中，碱性环境通过中和反应过程中生成的 $\mathrm{H^+}$，推动反应平衡向氧化方向移动，从而显著加快聚合速率，其本质可由如下平衡关系描述：$$ \mathrm{Catechol} \rightleftharpoons \mathrm{Quinone} + 2\mathrm{H^+} + 2\mathrm{e^-} $$PDA纳米颗粒的物理化学性质理化性质与光热原理聚多巴胺纳米颗粒表现出典型的两性表面特征，其表面同时含有氨基与酚羟基，使其等电点约为 $\mathrm{pI} \approx 4.5$。在 $\mathrm{pH} < 4.5$ 条件下，氨基发生质子化使颗粒带正电，而在 $\mathrm{pH} > 4.5$（如生理条件 $\mathrm{pH} = 7.4$）时，酚羟基去质子化导致颗粒整体呈负电性，从而赋予其良好的胶体稳定性与分散性能。从电子结构角度看，PDA 与天然黑色素（Eumelanin）具有高度相似的共轭结构，其内部广泛存在离域 $\pi$ 电子体系，使其在紫外至近红外区域呈现宽频吸收。当吸收光能后，激发电子主要通过非辐射跃迁回到基态，将能量转化为热能，该特性构成其光热治疗（PTT）应用的物理基础。此外，PDA 表面残留的儿茶酚与醌基团赋予其高度反应活性，可通过席夫碱反应与含胺分子结合，或通过迈克尔加成与含巯基分子发生反应。这种普适的界面反应能力与粘附性使其成为理想的表面修饰与药物载体平台。纳米颗粒的成核与生长在“水/乙醇/氨水”混合溶剂体系中，氨水提供碱性环境以促进氧化反应，而乙醇通过调节体系介电常数与表面张力，影响单体氧化速率及颗粒成核行为。在该体系中，多巴胺单体首先形成临界晶核（nuclei），随后通过单体持续吸附与表面聚合实现颗粒生长，最终形成球形纳米结构。通过控制反应时间（如24 h）及反应物浓度，可获得粒径约为200 nm、分散性良好的单分散纳米颗粒。实验指标分析基于紫外-可见-近红外（UV-Vis-NIR）吸收光谱结果，PDA 纳米颗粒表现出跨越全波段的连续吸收特征，且吸光度随波长增加呈单调递减趋势而无明显特征峰。这种光谱行为表明其内部结构并非单一分子，而是由不同聚合度的低聚体与高分子链无序堆积形成的复杂杂化体系。在紫外区的强吸收主要来源于苯环及吲哚结构中 $\mathrm{C=C}$ 与 $\mathrm{C=N}$ 键的 $\pi \rightarrow \pi^*$ 跃迁，而在可见至近红外区出现的吸收拖尾则反映出体系中高度离域的 $\pi$ 共轭网络，该结构显著降低了最高占据分子轨道（HOMO）与最低未占据分子轨道（LUMO）之间的能隙，使低能量光子（如808 nm）亦可被有效吸收。在光热性能测试中，PDA 溶液在 808 nm 激光照射下表现出显著温升，而纯水对照组几乎无响应，验证了其优异的光热转换能力。从微观机制上看，电子由基态（$S_0$）跃迁至激发态（$S_1$）后，由于分子结构的无序性与强电子-声子耦合，激发态主要通过非辐射弛豫过程回到基态，将能量以热的形式释放至环境中。该高效“光→热”转换机制结合其在生物光学窗口（808 nm）区域的强吸收特性，使其在肿瘤光热治疗（PTT）中具有重要应用潜力。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
生物医学材料：丝素纳米颗粒的制备
实验介绍本实验基于天然高分子材料丝素蛋白的结构特性，采用“脱胶—溶解—再生—自组装”这一方法论路径构建功能性纳米载药体系。首先在碱性条件下选择性去除丝胶以获得高纯度丝素纤维，随后通过 $\mathrm{CaCl_2:C_2H_5OH:H_2O}$ 三元溶剂体系破坏其高度有序的 $\beta$-折叠结构，实现分子尺度上的溶解与再生。在此基础上引入溶剂置换策略，通过调控体系介电环境诱导丝素蛋白发生构象转变与自组装，形成稳定纳米颗粒，并结合溶剂挥发过程实现结构固化。最终依托疏水作用与静电作用实现模型药物的有效负载，体现了从分子构象调控到介观结构构筑再到宏观性能实现的多尺度设计思想。丝素蛋白的结构基础与提取原理丝素蛋白提取原理丝素蛋白来源于家蚕（Bombyx mori）蚕茧，蚕丝主要由约 70–80% 的丝素（Fibroin）和 20–30% 的丝胶（Sericin）组成。丝胶作为球状蛋白，富含极性侧基，易溶于热水或碱性环境，而丝素为高结晶度纤维蛋白，难溶于水。因此，本实验利用稀 $\mathrm{Na_2CO_3}$ 溶液在加热条件下提供弱碱环境，通过破坏氢键并引发部分肽键水解实现脱胶过程，其本质可表示为：$$ \mathrm{CO_3^{2-} + H_2O \rightleftharpoons HCO_3^- + OH^-} $$$$ \mathrm{R_1{-}CO{-}NH{-}R_2 + H_2O \xrightarrow{OH^-, \Delta} R_1{-}COO^- + H_3N^+{-}R_2} $$脱胶后的丝素由于其稳定的 $\beta$-折叠结构难以直接溶解，需借助三元溶剂体系破坏分子间氢键及范德华力，使其由有序结晶态转变为无定形卷曲结构并溶解于水，随后通过透析去除无机盐，获得再生丝素蛋白溶液。溶剂置换与自组装成核机理自组装成核机理丝素蛋白作为典型两亲性高分子，由疏水性结晶区（富含 Gly、Ala）与亲水性非结晶区共同构成。当向其水溶液中加入丙酮等水混溶性有机溶剂时，体系介电常数降低，引发去溶剂化效应，使分子溶解度下降并驱动体系向低吉布斯自由能状态转变。在此过程中，疏水链段（如 GAGAGS 序列）趋于内聚形成疏水核心，而亲水链段向外延展形成稳定外壳，从而构建胶束状纳米结构。同时，分子构象由无规卷曲或 $\alpha$-螺旋逐步转变为更稳定的 $\beta$-折叠结构，该结构作为物理交联点保证颗粒在水相中的稳定存在。溶剂蒸发与颗粒固化溶剂蒸发与固化在纳米颗粒形成后，体系通过磁力搅拌促进丙酮逐步挥发，其沸点为：$$ 56.08^\circ \mathrm{C} $$显著低于水。随着丙酮去除，丝素分子间相互作用增强，$\beta$-折叠结构含量进一步提高，颗粒逐渐收缩并完成固化。该过程不仅实现有机溶剂去除，同时有效抑制颗粒间聚集，从而获得分散性良好的稳定纳米颗粒体系。模拟药物（ICG）的负载机理ICG负载机理吲哚菁绿（Indocyanine Green, ICG）为典型两亲性三碳菁染料，在水溶液中易发生聚集与降解。在本体系中，其负载过程主要源于多重相互作用协同作用：首先，ICG 分子中的疏水芳香骨架倾向进入丝素蛋白内部疏水微区，实现物理包埋；其次，其磺酸基（$-\mathrm{SO_3^-}$）所带负电荷可与丝素蛋白中带正电残基产生静电吸引，从而增强结合稳定性；此外，丝素蛋白形成的致密三维网络结构对 ICG 分子产生空间限域效应，使其有效隔绝外界光与氧化环境，从而提升体系整体稳定性。实验指标分析SF_ICG_Analysis_Dashboard对 SF@ICG 纳米颗粒在 $200\text{–}1000\ \mathrm{nm}$ 范围内进行 UV-Vis 光谱分析，结果表明体系在紫外区与近红外区分别呈现丝素蛋白与 ICG 的特征吸收峰，且在 $>900\ \mathrm{nm}$ 区域基线回归零点，未出现明显散射拖尾，说明纳米颗粒在水相中具有良好的分散性且未发生显著团聚。进一步分析可知，在紫外区（200–300 nm），$\lambda \approx 227\ \mathrm{nm}$ 处的强吸收源于肽键的 $n \rightarrow \pi^*$ 与 $\pi \rightarrow \pi^*$ 跃迁，而 $\lambda \approx 275\ \mathrm{nm}$ 附近的肩峰则来源于 Tyr、Trp、Phe 等芳香族氨基酸侧链的 $\pi \rightarrow \pi^*$ 跃迁。在可见-近红外区（600–900 nm），ICG 的最大吸收峰位于 $\lambda_{\max} = 795\text{–}798\ \mathrm{nm}$，相较于游离状态（$\lambda_{\max} \approx 780\ \mathrm{nm}$）发生约 $15\text{–}20\ \mathrm{nm}$ 的红移。依据$$ E = \frac{hc}{\lambda} $$可知该红移对应电子跃迁能级降低，表明 ICG 分子处于丝素蛋白提供的疏水微环境中，从而验证其成功包载。同时，在 $\lambda = 790\text{–}800\ \mathrm{nm}$ 区间内测得吸光度约为 $A \approx 2.51$，已超出仪器线性范围（$0.1 < A < 2.0$）。根据比尔-朗伯定律$$ A = \epsilon \cdot c \cdot l $$可判断体系中 ICG 浓度较高，因此在后续定量分析中需进行适当稀释。综合离心纯化结果（$12{,}000\ \mathrm{rpm}$）与光谱特征可知，样品在保留丝素蛋白特征峰的同时仍表现出显著 ICG 吸收及红移现象，表明 SF@ICG 纳米颗粒已成功构建，且药物稳定负载于载体内部，未发生明显流失。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
生物医学材料：高分子溶液和胶束的制备
实验介绍高分子溶液与胶束的制备可从三个层次理解：微观上，是 F127 分子链段在不同溶剂环境中的构象转变；介观上，是分子间通过疏水作用力驱动的自组装过程，形成核-壳结构的纳米胶束；宏观上，则表现为原本不溶或难溶的药物在水中形成稳定的红色透明胶体溶液（表现出丁达尔效应）。通过该方法，不仅显著提高了疏水药物的表观溶解度，同时利用 PEO 外壳实现对药物的空间屏蔽效应（“隐形”效应），从而赋予体系长循环特性，这是高分子纳米药物递送系统的重要优势。嵌段共聚物自组装机理 F127 胶束化与载药机理示意图实验所用核心材料 F127 属于泊洛沙姆（Poloxamer）家族，为典型非离子型三嵌段共聚物，其结构为聚氧乙烯-聚氧丙烯-聚氧乙烯（PEO-PPO-PEO）。该结构由两端亲水的 PEO 链段与中间疏水的 PPO 链段构成，赋予分子两亲性。PEO 链段富含醚键，可与水分子形成氢键，表现出良好的亲水性；PPO 链段由于含有侧基 $-CH_3$，极性较低且存在空间位阻，在水中表现出疏水性。F127 的结构通式为：$$ \mathrm{HO-(CH_2-CH_2-O)_x-(CH(CH_3)-CH_2-O)_y-(CH_2-CH_2-O)_x-H} $$其中，$x$ 和 $y$ 分别表示 PEO 与 PPO 的聚合度。其比例决定了材料的溶解性及相行为。胶束形成是受热力学控制的自组装过程。当体系中聚合物浓度低于临界胶束浓度（CMC）时，分子以单链形式存在；当浓度超过 CMC 后，体系通过自组装形成胶束以降低自由能。该过程满足：$$ \Delta G = \Delta H - T \Delta S $$胶束化主要由熵驱动：疏水链段暴露在水中时会诱导水分子形成有序结构，而当疏水链段聚集形成内核时，这些水分子被释放，使体系熵增加，从而满足：$$ \Delta G < 0 $$最终形成结构为：PPO 构成疏水内核，PEO 构成亲水外壳，依靠空间位阻稳定分散于水相中。溶剂置换-透析法制备载药胶束 制备工艺与光谱学原理示意图制备过程与动力学机制实验采用溶剂置换法结合透析技术。首先将 F127 与阿霉素（DOX）溶解于 DMF 中，形成均一溶液。DMF 作为共溶剂，可同时溶解聚合物与疏水药物。将该溶液缓慢滴加至去离子水中后，体系极性迅速提高。水为 PEO 的良溶剂，但对 PPO 与 DOX 为不良溶剂。随着 DMF 被稀释，PPO 链段发生塌缩并成核，同时 DOX 分子在“相似相溶”驱动下进入疏水微区。随着结构稳定化，DOX 被包裹于 PPO 内核中，而 PEO 外壳维持其在水中的分散稳定性。透析纯化过程透析袋为半透膜，仅允许小分子（DMF、游离 DOX）通过，而截留胶束（粒径约 $10\sim100\ \mathrm{nm}$）。在浓度梯度驱动下：DMF 向外扩散水向内渗透游离 DOX 被去除最终获得纯化的载药胶束体系。药物包载与光谱检测原理DOX 为蒽环类抗生素，分子包含疏水蒽醌环与亲水氨基糖结构。在胶束形成过程中，由于疏水作用及 $\pi-\pi$ 堆积作用，DOX 优先进入 PPO 内核或核-壳界面区域。其检测基于比尔-朗伯定律：$$ A = \log_{10}\left(\frac{I_0}{I}\right) = \epsilon \cdot l \cdot c $$其中，$A$ 为吸光度，$\epsilon$ 为摩尔吸光系数，$l$ 为光程，$c$ 为浓度。DOX 在约 $480\ \mathrm{nm}$ 处发生 $\pi \rightarrow \pi^\ast$ 跃迁，产生特征吸收峰。F127 在 $400\sim800\ \mathrm{nm}$ 区间无吸收，因此该波长可用于特异性检测药物包载情况。实验指标分析空白胶束表征空白胶束的 Abs 谱图空白胶束在 $200\sim220\ \mathrm{nm}$ 区域存在吸收峰，而在 $400\sim600\ \mathrm{nm}$ 区间吸光度接近于 0（$A<0.05$）。说明：F127 在检测波段无干扰胶束体系分散性良好无明显大尺寸聚集体载药胶束的光谱特性自由 DOX 的 Abs 谱图载药胶束的 Abs 谱图游离 DOX 在 $480\sim500\ \mathrm{nm}$ 处具有特征吸收峰（$\lambda_{\max} \approx 480\ \mathrm{nm}$）。载药胶束样品表现出相似峰位（$\lambda_{\max} \approx 485\ \mathrm{nm}$），且吸光度增强（约 $1.43$ a.u.）。由于透析已去除游离 DOX，因此该信号来源于被胶束包载的药物。光谱对比与结构验证对比总谱图载药体系相较游离 DOX 出现轻微红移（$480 \rightarrow 485\ \mathrm{nm}$）。该现象表明 DOX 所处环境由极性水相转变为相对非极性的 PPO 内核环境，验证药物进入胶束内部。实验结论基于溶剂置换-透析法成功构建 F127-DOX 载药胶束体系。UV-Vis 光谱结果表明：药物已成功包载于胶束内部游离药物已有效去除胶束体系具有良好的结构稳定性该体系符合嵌段共聚物自组装载药的基本理论预期，可作为疏水药物递送的有效模型体系。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
实验数据：扫描电子显微镜的能谱拍摄
您可以直接阅读本实验的电子档，本实验实验报告为电子档报告，且该公示存档内已包含讨论题，因此不提供 PDF 扫描版本的下载，感谢您的支持和谅解。实验设备Oxford SEM（JSM-6610 15kV）实验原理能量色散X射线谱（Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy, EDS）是一种建立在量子物理和原子结构理论基础上的高精度元素分析技术。其核心思想是：每一种元素都拥有独一无二的电子层结构，因此会发射出能量独特的“特征X射线”，如同元素的“指纹”。整个过程可以分解中，$E_{beam}$ 是入射电子束的能量，$E_{binding}$ 是原子内层电子的结合能。弛豫与特征X射线发射原子天生趋向于稳定（能量最低）的状态。为了填补内层轨道上出现的空位，一个来自外层（如L层、M层）的电子会自发地“跃迁”下来，填充这个空位。这个过程被称为“弛豫”。外层电子的能量要高于内层电子。根据能量守恒定律，当电子从高能级（$E_{outer}$）跃迁到低能级（$E_{inner}$）时，二者之间的能量差（$\Delta E$）必须被释放出来。释放能量有两种主要途径，其中之一就是发射一个光子。由于这个能量差通常在X射线的能量范围，因此这个光子就是特征X射线。这个X射线的能量严格等于两个电子层之间的结合能之差：$$E_{X-ray} = h\nu = \Delta E = E_{outer_shell} - E_{inner_shell}$$这里，$h$ 是普朗克常数，$\nu$ 是X射线的频率。由于每种元素的原子核电荷数（$Z$）不同，导致其电子层结合能（$E_K, E_L, E_M \dots$）也是独一无二的，因此其发射的特征X射线能量也是独一无二的。例如，铁（Fe）的信号峰：Kα 射线: 一个电子从L层跃迁到K层空位。$E_{K\alpha} = E_L - E_K$Kβ 射线: 一个电子从M层跃迁到K层空位。$E_{K\beta} = E_M - E_K$Lα 射线: 一个电子从M层跃迁到L层空位。$E_{L\alpha} = E_M - E_L$探测与能谱生成这些携带元素“身份信息”的特征X射线进入EDS探测器（通常是硅漂移探测器, SDD）。当X射线光子被探测器内的半导体材料吸收时，其全部能量会转化为一定数量的电子-空穴对。产生的电荷量与入射X射线的能量成正比。通过一个极其灵敏的电路测量这个电荷脉冲的大小，我们就能精确地反推出入射X射线的能量。$$Q_{generated} \propto E_{X-ray}$$最后，一个多道分析器（Multichannel Analyzer）会将成千上万个X射线事件按照能量进行分类和计数，最终绘制出我们所看到的EDS能谱图——一张以能量为横坐标，以X射线计数为纵坐标的“元素指纹图”。莫斯莱定律为什么特征X射线的能量能精确地对应到元素周期表上？这背后的理论基石是伟大的莫斯莱定律。该定律揭示了特征X射线的频率（或能量）与该元素原子序数（$Z$）之间简洁而优美的数学关系。定律指出，特征X射线频率的平方根与原子序数（$Z$）减去一个屏蔽常数（$\sigma$）成正比。$$\sqrt{\nu} = k\left(Z - \sigma\right)$$由于能量 $E = h\nu$，这个定律也可以写成能量的形式：$$\sqrt{E} \propto \left(Z - \sigma\right)$$其中，屏蔽常数 $\sigma$ 代表了原子核电荷被其他内层电子“屏蔽”的效应。对于 $K\alpha$ 线 $\sigma \approx 1$。这个线性关系意味着，只要我们测出特征X射线的能量，就能几乎唯一地确定该原子是哪种元素。如上图所示，从轻元素碳（C）到重元素金（Au），实验测得的 $K\alpha$ 能量的平方根与原子序数（$Z$）呈现出极佳的线性关系。这完美地印证了莫斯莱定律，也正是EDS技术能够准确鉴定元素的坚实物理基础。实验结果拍摄结果数据分析扫描电镜（SEM）图像分析宏观形貌与表面特征根据扫描电镜（SEM）二次电子像（SE）的观察结果，样品呈现出尺寸较大的不规则块状或团聚体形态，缺乏明显的晶体棱角。参照图像右下角的 1 mm 标尺估算，该颗粒的主体尺寸处于毫米级别。在微观表面特征上，颗粒表面表现出显著的粗糙度，布满了沟壑与凹凸不平的纹理，并附着有少量细微颗粒。这种形貌特征通常与材料的制备工艺（如高温烧结、研磨或化学合成过程中的团聚）密切相关。分析点位分布图像中标注了 5 个 EDS 分析点（谱图 11 至 15），这些点位集中分布于颗粒的特定区域。通过对这些点位的数据采集，旨在评估该微区范围内化学成分的均匀性及元素分布情况。能谱（EDS）分析定量分析与数据概览通过对 5 个检测点的能谱分析，我们获得了各点的原子百分比含量（Atomic %）。数据显示，该材料主要由氮（N）和碳（C）构成，其中氮的原子百分比略高于碳。同时，所有检测点均检出了少量（2.8% - 4.6%）的铁（Fe）。谱图编号N (At%)C (At%)Fe (At%)1153.841.64.61254.842.52.81357.539.23.31456.239.84.01557.039.33.7平均成分55.8640.483.68能谱峰位核对在能谱图中，低能区（约 0.3-0.4 keV）呈现出极强的信号峰，这对应于 C 的 Kα 线（0.277 keV）和 N 的 Kα 线（0.392 keV）。受限于探测器的能量分辨率，这两个峰部分重叠形成一个宽峰。此外，在 6.4 keV 和 7.1 keV 处清晰可见 Fe 的 Kα 和 Kβ 特征峰，同时在约 0.7 keV 处检测到 Fe 的 Lα 峰。EDS 软件的自动分析结果与谱图峰位高度吻合，证实了元素鉴定的准确性。成分均匀性评估对比 5 个分析点的数据，尽管 N、C、Fe 三种元素的含量存在轻微波动，但总体趋势一致。这表明在微米尺度下，铁元素相对均匀地分布在碳氮基体中，并未以独立的大颗粒形式存在。综合评判与推测材料主体的定性分析基于 EDS 数据，该材料属于富氮碳基体系，N:C 原子比约为 1.4:1。结合样品溶于水后呈现蓝色的物理现象，推测材料主体包含普鲁士蓝（Prussian Blue）。普鲁士蓝的核心结构由氰基配体（-C≡N）桥连铁离子构成，必然含有 Fe、C、N 三种元素，这与 EDS 检测结果完全一致。此外，所谓的“可溶性”普鲁士蓝（如 KFe[Fe(CN)₆]）在水中通常形成稳定的胶体分散系，呈现出溶解的宏观假象，进一步佐证了这一推测。EDS 数据偏差与负载基体推断尽管 EDS 数据确认了元素的存在，但定量结果存在偏差。理论上，普鲁士蓝的 C:N 比接近 1:1，而 EDS 测得的 N/C 比（约 1.4）偏高。这主要归因于 C 和 N 的特征 X 射线能量较低且峰位重叠，导致精确定量困难。更为显著的差异在于铁含量。EDS 测得的 Fe 含量（约 3.7%）远低于纯普鲁士蓝（Fe₄[Fe(CN)₆]₃）的理论值（约 16%）。这种“稀释效应”强烈暗示该材料并非纯相，而是一种复合材料。考虑到基体富含 C 和 N，且 N/C 原子比（实验值 1.38）与石墨相氮化碳（g-C₃N₄）的理论值（4/3 ≈ 1.33）高度吻合，我们推测石墨相氮化碳（g-C₃N₄）即为该复合材料的负载基体。g-C₃N₄ 通常为淡黄色，但在负载深色普鲁士蓝后，整体外观呈现黑色是合理的。微观形貌与结构的深层解读结合 SEM 形貌与成分分析，我们可以构建出该复合材料的微观结构模型：基体结构：SEM 图像中毫米级的块状结构对应于 g-C₃N₄ 基体。g-C₃N₄ 通常由含氮前驱体高温缩聚而成，易形成疏松的团聚体。图像左侧边缘及中间区域可见的剥落层状纹理，正是 g-C₃N₄ 典型的二维层状结构的宏观体现。活性组分分布：颗粒表面凹凸不平的粗糙形貌提供了丰富的孔隙，有利于反应物接触。在二次电子像中，原子序数较高的区域通常亮度更高。图像中基体表面附着的细微亮点（尤其是谱图 12、13、15 附近），极有可能是原位生长在 g-C₃N₄ 表面的普鲁士蓝纳米颗粒。协同效应：EDS 点分析中 Fe 含量的波动（如谱图 11 与 12 的差异）反映了普鲁士蓝在基体表面的微观分布并非绝对均一，存在局部富集，这是复合材料的常见特征。结论综上所述，该样品为普鲁士蓝/石墨相氮化碳（PB/g-C₃N₄）复合材料。其结构特征为：以具有多孔和层状结构的 g-C₃N₄ 为载体，纳米尺寸的普鲁士蓝颗粒作为活性位点相对均匀地负载于基体表面及孔道中。这种结构设计能够有效结合普鲁士蓝的电化学活性与 g-C₃N₄ 的高比表面积及稳定性，适用于催化、储能或环境修复等领域。问题提出在EDS分析中，为什么对碳(C)和氮(N)这类轻元素的定量分析（Quantification）往往存在较大误差，而对铁(Fe)的K层系信号进行定量则相对更准确？当SEM电子束聚焦在样品表面一个点进行EDS分析时（如我们实验中的“谱图11”），我们获得的元素信息是仅来自那个无限小的点，还是来自一个更大的三维区域？作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
实验数据：原子力显微镜的原理与实践
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。探针与样品间的相互作用力AFM 的最基本原理是测量一个极尖锐的探针（悬臂梁末端）与样品表面原子之间的极其微弱的相互作用力。这种力的性质随距离变化，通常可以用 Lennard-Jones 势 来描述。Lennard-Jones 势能 $U(r)$ 描述了两个中性原子间的势能与它们之间距离 $r$ 的关系：$$ U(r) = 4\epsilon \left[ \left(\frac{\sigma}{r}\right)^{12} - \left(\frac{\sigma}{r}\right)^6 \right] $$其中，第一项是表示泡利不相容原理的强排斥力（短程力），第二项是表示范德华力的吸引力（长程力）。力是势能对距离的负梯度，因此探针与样品间的力 $F(r)$ 为：$$ F(r) = -\frac{dU(r)}{dr} $$对 $U(r)$ 求导，我们得到力的具体表达式：$$ F(r) = 4\epsilon \left[ \frac{12\sigma^{12}}{r^{13}} - \frac{6\sigma^6}{r^7} \right] $$在实际操作中，当探针离样品很远时，$F(r)$ 几乎为零；当靠近时，首先表现为吸引力（范德华力）；当进一步靠近以至于原子轨道重叠时，迅速转变为巨大的排斥力。AFM 就是通过精确测量并利用这种力的变化来实现成像的。 潜在图（左）：显示针尖与样品原子之间的势能。当针尖从远处靠近时，它会被拉入一个低能“势阱”（范德华力）。如果针尖推得太近，它会遇到一个陡峭的能量墙（泡利排斥力）。力图（右）：表示力，它是势能的导数。势阱的负斜率产生吸引力（负值），而陡壁则产生强大的排斥力（正值）。原子力显微镜 (AFM) 就是通过测量这些力来工作的。实验结果与数据分析整体分析样品的 3D 地形图我们分析的样本是在 $1614\ \text{nm} \times 1614\ \text{nm}$ 的扫描区域内获取的。从整体来看，该样本表面并非平坦，而是由大量紧密堆积的颗粒状或岛状结构组成，呈现出显著的地形起伏。最大峰谷差 ($R_t$)：$222.95 - 7.90 = 215.05\ \text{nm}$这个高达 $215.05\ \text{nm}$ 的峰谷差表明，表面的垂直起伏非常剧烈，几乎与一些颗粒的横向尺寸相当。2D地形图，其中的三条不同颜色的线，代表了截面分析当中的三个截面颗粒结构：表面主要由大小不一的圆顶状颗粒构成。从3D图中可以清晰地看到，这些颗粒并非尖锐的针状，而是更像连绵起伏的“小山丘”。分布规律：颗粒的分布相对密集，但并非完全均匀。存在一些尺寸较大、高度较高的颗粒（如图中的黄色区域），同时也有大量较小的颗粒簇拥在一起。“山谷”区域：颗粒之间被地势较低的“沟壑”或“山谷”网络隔开（如图中的深蓝色区域）。这些区域构成了表面的基底。截面（剖面）分析水平截面分析这条线清晰地揭示了最高峰的形状。在 $X \approx 908\ \text{nm}$ 处，我们看到了一个尖锐但顶部略带圆润的主峰。在主峰的左侧（$X \approx 200\ \text{nm}$ 处），还存在一个次高峰，高度约为 $190\ \text{nm}$。在 $X \approx 400\text{-}800\ \text{nm}$ 之间，地形进入了一个相对平缓的“谷底”，但仍然有小范围的波动，说明谷底也非绝对平滑。竖直截面分析这条剖面显示，最高峰的形状是不对称的。它的左侧（$Y \approx 400\text{-}800\ \text{nm}$）是一个相对宽阔的“高原”或“肩部”结构，而右侧（$Y > 900\ \text{nm}$）则下降得更为陡峭。这说明形成最高峰的这个大颗粒，其一侧是缓缓并入周围结构，另一侧则可能是个更独立的陡坡。最低点到最高点截面分析这条线展示了表面的最大高度差。从最低点出发后，地形在长达约 $800\ \text{nm}$ 的距离内，都处于一个相对较低（$100\text{-}150\ \text{nm}$）但不断起伏的平台区。在剖面的最后约 $200\ \text{nm}$ 的距离里，地形发生了急剧的、近乎垂直的爬升，从约 $100\ \text{nm}$ 迅速攀升至 $222.95\ \text{nm}$ 的顶峰。这表明，最高峰是一个非常局部化的、陡峭的突起，它从一个相对平坦的高原上拔地而起。表面粗糙度分析 ($R_a/R_q$ 解读)为了更科学地量化表面的“粗糙”程度，我们计算两个标准参数：平均粗糙度 ($R_a$) 和均方根粗糙度 ($R_q$)。剖面类型$R_a$ (nm)$R_q$ (nm)水平剖面22.11027.617垂直剖面27.90434.707对角剖面23.84233.348$R_a$ (Average Roughness): 所有点高度相对于平均高度的绝对值的平均值。它代表了整体的、平均的粗糙程度。$R_q$ (Root Mean Square Roughness): 高度偏差的平方的平均值的平方根。它对极端的峰和谷更为敏感。$R_q$ 值显著大于 $R_a$ 值，是本次分析的一个关键点。这有力地证明了表面的粗糙度主要是由少数几个非常高（或低）的异常点贡献的，而不是由大量均匀的小锯齿贡献的。这与我们观察到的那个突出的主峰完全吻合。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
实验数据：吸光度检测的原理与实践
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。实验原理光是电磁波的一种，电磁波根据其波长有不同的名称。下图显示了电磁波及其对应的波长。吸光度检测使用波长在紫外线和可见光范围内的光。当物质受到光照射时，它会吸收特定波长的光，导致电子能量从基态（最低能态）跃迁到激发态（更高能态）。吸收光的波长因物质的分子结构而异。通过测量流经检测器流通池的流动相的吸光度变化，可以计算出峰成分的浓度。根据朗伯-比尔理论，吸光度与物质的浓度成正比，但在实际测量中，如果浓度过高，吸光度就会饱和，如图2右图所示。因此，必须在保证线性的浓度范围（动态范围）内进行定量。紫外吸光度检测器(UV 检测器)当中，氘灯 (D2 灯；紫外区) 主要用作紫外检测器的光源。来自光源的光通过衍射光栅分成特定波长的光，然后进入并穿过流通池。穿过流通池的光进入光接收元件 (光电二极管)，在那里被转换成与光强度成比例的电信号，然后将数据处理为吸光度。为了检测紫外和可见光区，使用配备 D2 灯和钨灯 (W 灯) 作为光源的紫外-可见吸光度检测器 (UV-VIS)。光电二极管阵列检测器（ PDA 检测器）。PDA 检测器中安装的光源发出的光进入流动池，穿过流动池的光被衍射光栅分光。PDA 检测器在检测部分使用包含 1024 个光接收元件的光电二极管阵列，分光光经光电二极管阵列检测后，仅将特定波长范围转换为电信号，并将数据处理为吸光度。它也被称为 DAD（二极管阵列检测器）。PDA检测器可以测量连续的紫外光谱，从而可以采集多波长色谱图。与紫外检测器获得的色谱图（X轴表示时间，Y轴表示吸光度）不同，PDA检测器还能提供三维数据，Z轴表示波长。展示了使用PDA检测器分析化妆品中的有效成分紫外线吸收剂的示例。如图6左图所示，使用PDA检测器可以在单次分析中获得多个波长的色谱图。右图显示了色谱图中检测到的每种化合物峰顶的紫外光谱。由于此分析中获得的每种成分的紫外光谱的最大吸收波长不同，因此可以同时分析不同的波长。虽然使用紫外检测器进行分析时获得的定性信息仅限于标准品和检测成分的保留时间的比较，但PDA检测器除了可以比较目标成分的保留时间外，还可以比较标准品的紫外光谱和检测成分的紫外光谱。显示了标准品的紫外光谱与化妆品中检测到的化合物B在310nm处的紫外光谱的叠加。两个紫外光谱吻合，表明化妆品中检测到的化合物与标准品为同一成分。因此，使用PDA检测器也可以获取紫外光谱信息，从而实现更可靠的定性分析。实验结果实验分析，请您下载附件查阅。对于数据您可以在线预览或者下载后进行处理。在线预览：使用微软在线预览服务预览下载附件：https://cdn.garfieldtom.cool/gtacademic/files/202603/29/F7iC7KMmvMN6.xlsx作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
实验数据：XRD分析软件原理与高熵合金XRD数据的AI辅助分析
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。根据指导老师说明，本报告可能存在问题，因此仅供参考。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。XRD分析与其软件原理本实验当中编写得到的XRD分析软件XRD数据结构.xrdml文件本质上是一种XML格式的文本文件，存储了实验参数和数据。我们需要像阅读一份结构化文档一样，从中找到记录2-Theta角和衍射强度的特定“章节”我们使用Python内置的xml.etree.ElementTree库来解析XML结构。通过定义XML的命名空间（namespace），我们可以精确定位到标签，然后分别提取（角度范围）和（强度序列）的数据。# 关键代码片段：解析XRDML import xml.etree.ElementTree as ET import numpy as np tree = ET.parse(file_path) root = tree.getroot() # 自动获取命名空间，增强兼容性 namespace = "{" + root.tag.split('}')[0].strip('{') + "}" # 定位到强度数据 intensities_text = root.find(f".//{namespace}intensities").text intensities = np.fromstring(intensities_text, sep=' ') # 定位到角度数据 start_pos = float(root.find(f".//{namespace}startPosition").text) end_pos = float(root.find(f".//{namespace}endPosition").text) angles = np.linspace(start_pos, end_pos, len(intensities)) 自动寻峰衍射峰是XRD图谱中最有用的信息。自动寻峰的本质是在强度数据序列中寻找局部最大值。为了避免噪音的干扰，我们引入两个关键约束：峰高（height）和峰间距（distance）。一个数据点只有在强度高于指定阈值，并且与邻近更高峰的水平距离足够远时，才被识别为一个独立的峰。我们采用scipy科学计算库中的find_peaks函数，它高效地实现了上述原理。# 关键代码片段：自动寻峰 from scipy.signal import find_peaks # intensity_data: 归一化后的强度数组 # min_height: 用户设定的最小峰高 # min_distance: 用户设定的峰间距 peak_indices, _ = find_peaks(intensity_data, height=min_height, distance=min_distance) # experimental_peaks 存储了所有找到的峰的2-Theta角 experimental_peaks = angle_data[peak_indices] 理论图谱模拟晶体的衍射行为遵循布拉格定律。只要知道晶体的空间群、晶格参数和原子占位（即晶体结构信息CIF文件），就可以通过该定律计算出在特定X射线波长（如Cu Kα）下，所有可能衍射峰的2-Theta角和相对强度。$$ n\lambda = 2d_{hkl}\sin \theta $$其中，$n$是衍射级数，$λ$是$X$射线波长，$d_{hkl}$是$(hkl)$晶面间距，$θ$是衍射角。我们利用pymatgen库，这是一个强大的材料科学计算库。它封装了复杂的物理计算，我们只需调用XRDCalculator类，并为其提供从Materials Project获取的晶体结构对象，即可一键生成理论图谱。# 关键代码片段：模拟XRD from pymatgen.ext.matproj import MPRester from pymatgen.analysis.diffraction.xrd import XRDCalculator # 使用API密钥连接Materials Project with MPRester(API_KEY) as mpr: structure = mpr.get_structure_by_material_id("mp-12345") # 获取晶体结构 # 创建一个XRD计算器 calculator = XRDCalculator(wavelength='CuKa') # 计算理论图谱 pattern = calculator.get_pattern(structure) # theoretical_angles, theoretical_intensities 分别是理论峰位和强度 theoretical_angles = pattern.x theoretical_intensities = pattern.y 可以通过 Materials Project 的API获取大量的CIF数据量化匹配算法峰位匹配（Peak Matching）这是最直观的匹配方式。我们遍历每一个实验峰，检查在理论峰序列中，是否存在一个峰位落在其一个很小的“容差”（tolerance）范围内。其实现的伪代码如下：matched_count = 0 for exp_peak in experimental_peaks: if any(abs(exp_peak - theo_peak) <= tolerance for theo_peak in theoretical_peaks): matched_count += 1 score = matched_count / len(experimental_peaks)全谱余弦相似度（Cosine Similarity）:峰位匹配忽略了峰形和背景信息。余弦相似度将整个衍射谱（实验谱和理论谱）视为高维空间中的两个向量，通过计算这两个向量之间夹角的余弦值来衡量它们的相似性。该值越接近1，表示两个谱越相似。为使理论谱（尖峰）能与实验谱（宽化峰）比较，我们先对理论谱进行高斯展宽（Gaussian broadening），使其峰形更接近真实情况。$$ \text{Similarity} = \cos(\phi) = \frac{A \cdot B}{\|A\| \|B\|} = \frac{\sum_{i=1}^{N} A_i B_i}{\sqrt{\sum_{i=1}^{N} A_i^2} \sqrt{\sum_{i=1}^{N} B_i^2}} $$其中，A 是实验谱的强度向量，B 是展宽后理论谱的强度向量。# 关键代码片段：计算余弦相似度 from scipy.ndimage import gaussian_filter1d from sklearn.metrics.pairwise import cosine_similarity # theoretical_spectrum: 与实验谱等长的、展宽前的理论谱向量 broadened_theoretical = gaussian_filter1d(theoretical_spectrum, sigma=3) # 将一维数组转换为二维，以符合函数要求 exp_vector = experimental_spectrum.reshape(1, -1) theo_vector = broadened_theoretical.reshape(1, -1) # 计算相似度 similarity_score = cosine_similarity(exp_vector, theo_vector)[0, 0]实验记录打开原始的 XRD 数据文件。根据样品一定含有的元素，选择需要在晶体学结构数据库当中，匹配的元素。点击搜索材料之后，软件会自动在Materials Project的晶体学数据库当中，查询最有可能的晶体结构的数据，并且绘制到页面上，通过使用Gemini分析功能，利用人工智能对数据进行分析和图像绘制导出。实验分析对BiSbGaTiAlNa的XRD数据分析与mp1227290对比现象观察：实验样品“BiSbGaTiAlNa Alloy”的XRD图谱（上方黑线）呈现出一系列尖锐且清晰的衍射峰，表明样品具有良好的结晶性。最强峰（主峰）出现在2θ ≈ 27.5°的位置，同时在38.2°, 40.1°, 46.2°, 49.2°, 56.5° 和 62.6° 等位置也观察到了一系列次强峰和弱峰。对比与结论：将实验图谱与下方来自Materials Project数据库的标准BiSb图谱（mp-1227290，下方蓝线）进行比对，可以发现：(1) 峰位高度吻合：实验样品的所有主要衍射峰的2θ角位置，与BiSb标准卡片的峰位一一对应，且相对强度分布趋势也基本一致。(2) 归属解析：根据布拉格定律，相同的衍射角 θ 意味着相同的晶面间距 d。这种峰位的高度重合性是样品中存在该物相的直接证据。科学解释：该对比结果有力地证明了 BiSbGaTiAlNa 合金 的主要晶体相是具有 BiSb（mp-1227290）结构的相。在合金中，其他微量元素（Ga, Ti, Al, Na）可能以固溶体的形式替代性或间隙性地融入了BiSb的晶格中，这可能导致了实验峰位相比标准卡片有微小的偏移（晶格畸变）或峰形的宽化（晶粒尺寸减小或微观应变增加），但并未改变其基本的晶体结构。与mp-23152对比现象观察：将同一份实验数据与Bi3Sb（mp-23152）的标准图谱（下方红线）进行对比。可以观察到两者之间存在显著的差异：(1) 峰位严重失配：Bi3Sb标准卡片的最强峰位于2θ ≈ 27.1°，这与实验样品的主峰（~27.5°）存在明显的角度偏差。(2) 多余与缺失峰：Bi3Sb在约37.8°、39.5°和48.6°等位置有中等强度的特征峰，但在实验图谱的相应位置并未出现对应的衍射峰。反之，实验图谱中的多个峰在Bi3Sb标准卡片中也找不到对应。根据布拉格定律，衍射峰在2θ角上的显著差异直接反映了两者具有完全不同的晶面间距 d 值组合。这种失配表明，BiSbGaTiAlNa 合金 的晶体结构与 Bi3Sb 的结构完全不同。结合 Gemini 与 Materials Project 数据库 的总体结论通过对“BiSbGaTiAlNa Alloy”的X射线衍射图谱进行系统分析，并与标准数据库卡片进行比对，可以得出以下结论：该合金样品的主要结晶相是 BiSb (mp-1227290)。而 Bi3Sb (mp-23152) 物相可以被确定为不存在于样品中，或其含量远低于XRD技术的检测限。对MnFeCoNiO-Ru450的XRD数据分析为了在众多可能性中快速锁定最匹配的晶体结构，我们采用了“指纹热图”的分析方法。这张图的解读方式如下：背景热图：代表了数据库中 所有候选标准物相的衍射图案。其中，纵轴是每一个候选物相的化学式，横轴是衍射角（2θ），而颜色越亮（从黑-红-黄到白）代表该位置的标准衍射峰强度越高。每一行亮黄色的垂直条纹，都构成了一种材料独一无二的“指纹”。前景曲线：图中亮蓝色的曲线是实际测量的MnFeCoNiO样品的XRD数据。仔细观察图谱，尽管许多候选物相（纵轴上的条目）的某些衍射峰可能与实验数据中的一两个峰重合，但绝大多数都存在明显的错位或缺失。然而，当我们将目光聚焦到 Mn₂FeO₄（标记为Mn2FeO4）这一行时，可以清晰地看到：其最主要的几个衍射峰（亮黄色条纹）与实验数据（蓝色曲线）中所有的主要衍射峰（~30°, ~35°, ~43°, ~57°, ~62°等）位置高度吻合。峰的相对强度分布也基本一致，例如实验中最强的峰（~35°）同样对应了Mn₂FeO₄标准谱图中的最强峰。这种全局性的高度匹配是确定晶体结构的决定性证据。因此，我们可以满怀信心地得出结论，样品主要形成了 Mn₂FeO₄（雅各布矿，Jacobsite）的尖晶石结构。虽然晶体结构类型已经确定，但实验谱图与标准谱图之间存在一个显著区别：实验峰（蓝色曲线）比标准峰（背景条纹）要宽得多。这在科学上是非常重要的信息，它揭示了材料的两个关键特性：固溶体的形成：在MnFeCoNiO合金中，多种化学性质和尺寸相近的过渡金属阳离子（Mn²⁺/³⁺, Fe²⁺/³⁺, Co²⁺, Ni²⁺）会随机地占据尖晶石晶格中的阳离子位置。这种多种元素“共冶一炉”形成单一、均匀晶相的现象，即为“固溶体”。这种原子的无序排列会引入微观的晶格畸变（lattice strain），这是导致衍射峰宽化的一个重要原因。纳米晶尺寸效应：峰的宽度也与晶粒的尺寸直接相关，这由谢乐公式（Scherrer Equation）描述：$$ \tau = \frac{K \lambda}{\beta \cos{\theta}} $$其中 τ 是晶粒尺寸，β 是峰的半高宽。实验峰显著的宽化表明，样品是由非常细小的纳米晶粒（nanocrystallites）组成的。这在通过溶胶-凝胶法、共沉淀法等湿化学方法制备高熵氧化物时是非常普遍的现象。通过高效的XRD指纹热图分析，我们可以得出结论：制备的 MnFeCoNiO 材料 成功地形成了一个具有尖晶石结构的单相固溶体，其基本晶体框架与标准物相 Mn₂FeO₄ (mp-18750) 一致。谱图中宽化的衍射峰进一步揭示了该高熵合金呈现出纳米晶的微观结构特征，并伴随着由多元素共格混溶引起的晶格畸变。为了进一步的进行分析，上图比较了MnFeCoNiO合金的实验XRD图谱与立方Mn₂FeO₄（Jacobsite，Materials Project ID: mp-18750）的标准衍射图谱，后者具有尖晶石晶体结构。峰位位置与相鉴定实验图谱显示多个宽但清晰的衍射峰，最显著的峰位于约30.0°、35.3°、42.9°、56.7°和62.3°（2θ）处。这些峰位与标准Mn₂FeO₄尖晶石结构的主要衍射峰（分别对应(220)、(311)、(400)、(511)和(440)晶面）高度吻合。整个角度范围内的一致匹配强烈表明MnFeCoNiO合金已结晶为单相尖晶石结构。峰宽化与固溶体形成实验图谱的显著特征是衍射峰相较于标准Mn₂FeO₄的锐利峰明显宽化。科学解释：这种峰宽化是复杂多组分合金中两种主要微观结构效应的典型表现：纳米晶特性：根据谢乐（Scherrer）方程，衍射峰的宽度与晶粒尺寸成反比。观察到的宽化峰表明合金由纳米级晶粒组成。晶格应变多种原子半径不同的元素（Mn、Fe、Co、Ni）共同进入尖晶石晶格，导致微观扭曲和应变，进一步贡献了峰宽化。Co和Ni原子替代Mn和Fe占据阳离子位置，破坏了晶格的完美周期性，产生此效应。XRD分析强烈表明MnFeCoNiO合金已成功形成单相、纳米晶固溶体，并保持尖晶石晶体结构。其基础框架与Mn₂FeO₄同构，Co和Ni阳离子统计分布于晶格中。未出现额外衍射峰，说明无显著相分离或二次氧化物相生成，这是高熵氧化物的关键特征。观察到的峰宽化进一步证明了合金的纳米晶特性及多元素成分引起的晶格应变。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn
实验数据：XRD设备的使用与高熵材料的XRD测试
您可以点此 下载链接 下载实验报告的 PDF 扫描版本。根据指导老师说明，本报告可能存在问题，因此仅供参考。对于电子档部分，您可以继续阅读本页面，感谢。实验设备岛津X射线衍射仪 XRD-6100实验步骤1.样品制备两种不同的样品池本次使用常亮样品池，倒入约1g的粉末样品后，使用玻璃板轻轻将其平铺在样品池内，注意需要铺平，并且厚度近似一致。2.设备设备双击 Setup 启动程序并且进行设备复位将样品固定到样品台，关好舱门，打开Setup，进行设备复位，此时会听到设备电极运转的声音，耐心等待X射线发射器和检测器复位即可扫描前的设备初始化确认确保上图中的两个模块均已经打开，在Condition Edit中，双击蓝条，进入“Standard Condition Edit”对话框。并且配置扫描参数。通常只对Scan range(deg)（全扫描为10~80）、Step(deg)(一般为0.02)、Scan speed(deg/min)(全扫描可为4，精扫一般为2)三个参数进行设置。设置完毕，点击“OK”。扫描参数配置面板点击“OK”后，会自动进入样品信息对话框。输入Group name(此处意思为“文件夹”，可自行设置。如：Standard) 、File name( 自行设置, 如： sample) ， 测试结果默认存储路径为：C:\xddat\standard\sample.配置扫描文件的名称等点击“new”, 然后会自动进入下面的对话框：扫描前的最后一些配置选中刚输入的文件名，再点 “Append”,文件名就会自动添加到“Entry for analysis”框内。请注意：每次Append 时，将前面已选入的样品名删去，使“Entry for Analysis”框中只有一个待测量的样品名。注意：左下角“Stop” 选项前面的“√”要选上。此时，“Right Gonio Analysis”窗口中将会出现刚刚选入的样品名，且其中的＂Start＂也将由灰色变成黑色。将“Right Gonio Analysis”窗口中下方的“Stop”、“File”两个选项前面的“√”选上。再点击“Right Gonio Analysis”窗口中的“Start”。此时会听到设备门锁紧的声音，确认扫描开始后，等待扫描结束。实验结果图谱的背景噪声比较平稳，但在20-35度之间有一个非常宽的“鼓包”，这通常意味着样品中存在非晶态（amorphous）或纳米晶相。在约28.5度处有一个非常尖锐、强度极高的衍射峰。在40度、48度、58度等位置还有一些强度较弱、但仍然清晰可辨的衍射峰。这张图谱最显著的特征是，它由一个非常宽的非晶鼓包和叠加在上面的一系列尖锐衍射峰组成。宽鼓包的中心大约在20-30度之间，表明样品中含有大量的非晶态物质。尖锐的衍射峰说明，样品中同样存在结晶度很好的晶体相。这是一种典型的晶态与非晶态共存的结构。作者：GARFIELDTOM邮箱：coolerxde@gt.ac.cn