姜曉峰,周 芬,張永和,郜建全,宋希文

(內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院,內(nèi)蒙古 包頭 014010)

近年來(lái),CeO2基納米材料憑借其在中低溫下結(jié)構(gòu)穩(wěn)定,制備簡(jiǎn)單、對(duì)環(huán)境污染小等特點(diǎn),應(yīng)用在發(fā)光材料、傳感器、燃料電池及污水處理等方面[1-2]。因?yàn)榧僀eO2的導(dǎo)電性很差,人們通過(guò)摻雜其他元素來(lái)提高其電導(dǎo)率。摻雜元素一般為稀土元素或堿土金屬元素,摻雜到CeO2中的陽(yáng)離子由于電荷補(bǔ)償效應(yīng)導(dǎo)致晶格中產(chǎn)生氧空位,從而使離子電導(dǎo)率增加[3]。電導(dǎo)率受摻雜離子的類(lèi)型和濃度、氧空位的濃度和分布等多種因素的影響[4]。有研究表明,當(dāng)氧空位濃度相同時(shí),摻雜導(dǎo)致的晶格應(yīng)變盡可能保持不變時(shí),其電導(dǎo)率可達(dá)到最大,因此,摻雜離子的半徑應(yīng)盡可能與Ce4+的離子半徑相近[3]。Acharya 等[5]的研究表明,采用與Ce4+半徑相近的Gd3+和Sm3+分別進(jìn)行摻雜,Sm3+摻雜CeO2比Gd3+摻雜更能提高電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率。此外,Fu 等[6]研究發(fā)現(xiàn),Nd 作為摻雜劑在CeO2中的溶解度和擴(kuò)散系數(shù)均高于其他稀土材料,在CeO2中加入Nd 可顯著改善材料的斷裂性能[6],Nd 摻雜CeO2還可以提高電解質(zhì)的電導(dǎo)率。Arabac? 等[7]采用Gd3+和Nd3+共摻CeO2,其在700 ℃時(shí)電導(dǎo)率可達(dá)4.0×10-2S/cm。此外,摻雜離子的尺寸是決定其在CeO2基體中固溶度的主要因素[8]。對(duì)于堿土金屬元素來(lái)說(shuō),雖然Mg2+的離子半徑比Ca2+更接近Ce4+的離子半徑,但Ca2+的固溶度高,固溶反應(yīng)小,并且Ca2+能清除晶界雜質(zhì),降低晶界電阻[9]。Zhou 等[10]研究了Ce0.8Gd0.2-xCaxO2-δ電解質(zhì)的電導(dǎo)率隨摻雜劑Ca2+的濃度變化。研究表明,當(dāng)摻雜摩爾分?jǐn)?shù)5%的CaO 時(shí),材料在750 ℃的離子電導(dǎo)率達(dá)到最高,為1.55×10-2S/cm。因此,可以采用陽(yáng)離子共摻或多摻雜CeO2的方法來(lái)提高材料的電性能[8]。孟祥偉[11]采用La3+、Sm3+、Ca2+多摻雜CeO2,其離子電導(dǎo)率在800 ℃時(shí)為7×10-2S/cm。Wu 等[3]采用Sm3+、Ca2+、Sr2+多摻雜CeO2,其在800 ℃時(shí)的電導(dǎo)率可達(dá)0.16 S/cm,都證實(shí)了二價(jià)和三價(jià)陽(yáng)離子共摻雜可以提高CeO2基材料的電導(dǎo)率。

因此,本實(shí)驗(yàn)首次采用稀土元素Sm、Nd 與堿土金屬元素Ca 對(duì)CeO2進(jìn)行多摻雜,通過(guò)固定Ca 的含量,探究Sm 和Nd 含量的變化對(duì)固體電解質(zhì)電性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

以Ca (NO3)2·4H2O、Sm (NO3)3·6H2O、Ce(NO3)4·6H2O、Nd(NO3)3·6H2O、檸檬酸和乙二胺四乙酸(EDTA)(均＞99.9%)為原料。采用溶膠-凝膠法制備Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.1,0.15)電解質(zhì)粉體。按照化學(xué)計(jì)量比分別稱(chēng)取原料,除EDTA 需用稀氨水溶解外,其余均用去離子水溶解。先將溶解后的硝酸物混合均勻,控制溶液中金屬陽(yáng)離子的濃度為0.25 mol/L,然后將溶解后的檸檬酸和EDTA 溶液加入到硝酸物溶液中,用稀氨水調(diào)節(jié)溶液pH 值至中性,再將滴定后的混合均勻的淡紫色溶液放入水浴鍋中加熱攪拌,直至形成凝膠。將凝膠放至烘箱中180 ℃烘至碳化,碳化后的粉體經(jīng)充分研磨后放入箱式電阻爐中,在馬弗爐中經(jīng)800 ℃焙燒3 h 后得到Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ系列電解質(zhì)粉體。稱(chēng)取一定量的粉體放入Φ15 mm 的鋼制圓柱形模具中,用電動(dòng)壓片機(jī)壓制成型后,置于馬弗爐中1300 ℃燒結(jié)5 h制得陶瓷樣品。

采用Bruke D8 Advance 型X 射線衍射儀(XRD)分析粉體的物相組成(測(cè)試范圍:20°～80°,5(°)/min;Cu 靶)。采用Hitachi U-3900 型紫外-吸收光譜儀(UV-Vis)測(cè)試粉體的吸收光譜(光譜范圍:200～800 nm)。采用Labram HR Evolution 型高分辨顯微共焦拉曼光譜儀分析粉體樣品的結(jié)構(gòu)和缺陷(范圍:50～1000 cm-1,激發(fā)波長(zhǎng)為633 nm)。采用ESCALAB 250 XI 型X 射線光電子能譜儀(XPS)表征粉體樣品的表面元素及化學(xué)狀態(tài)。采用FEI-QUANTA400 型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ陶瓷樣品的斷面形貌。采用ZAHNER IM6 型電化學(xué)工作站測(cè)試陶瓷樣品的阻抗(測(cè)試頻率:0.1～106Hz,溫度范圍:500～700 ℃,擾動(dòng)電壓:5 mV)。采用阿基米德排水法在室溫下測(cè)試陶瓷樣品的體積密度。

2 結(jié)果與討論

2.1 X 射線衍射分析

經(jīng)800 ℃焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.10,0.15)電解質(zhì)粉體的XRD 圖譜如圖1所示?？梢钥闯?四個(gè)組分的衍射峰與具有螢石結(jié)構(gòu)的CeO2的標(biāo)準(zhǔn)卡片(PDF#43-1002)所對(duì)應(yīng)的特征峰基本吻合,且不存在雜峰。與標(biāo)準(zhǔn)卡片相比,衍射峰向低角度偏移,這是因?yàn)镾m3+(0.108 nm)、Ca2+(0.099 nm)和Nd3+(0.1109 nm)的離子半徑均大于Ce4+(0.097 nm)的離子半徑,Sm3+、Ca2+和Nd3+進(jìn)入晶格中取代部分Ce4+,導(dǎo)致晶格膨脹,主衍射峰對(duì)應(yīng)的2θ角向左偏移。

圖1 800 ℃焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ粉體的XRD 譜Fig.1 XRD spectra of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ powder calcined at 800 ℃for 3 h

2.2 紫外-吸收光譜分析

Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ系 列 電 解 質(zhì)粉體的紫 外吸收光譜圖,如圖2(a)所示。由圖可知,樣品在228 nm 和340 nm 左右出現(xiàn)吸收峰,這是由于純CeO2的電荷轉(zhuǎn)移和O 2p 到Ce 4f 能級(jí)的電子躍遷導(dǎo)致的。隨著Nd 摻雜量的增加,樣品在500～800 nm 之間出現(xiàn)額外的吸收峰,可以證明Nd3+固溶到了CeO2晶格中[12-13]。

圖2 800 ℃焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ粉體的(a) UV-Vis 光譜和(b) Tauc 曲線Fig.2 (a) UV-Vis spectrum and (b) Tauc plots of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ powders cacined at 800 ℃for 3 h

所有樣品的禁帶寬度可通過(guò)外推繪制的Tauc 曲線得到[14],如圖2(b)所示。Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.1,0.15)各組成粉體的禁帶寬度分別為2.63,2.58,2.60,2.61 eV?？梢钥闯黾尤肽柗?jǐn)?shù)5%的Nd 后,禁帶寬度稍有降低,這是由于部分Ce4+還原為Ce3+,晶界水平上的Ce3+濃度增加,在CeO2晶格中產(chǎn)生了氧空位,禁帶寬度隨著Ce3+的增多而降低[12]。當(dāng)Nd 摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)10%以上時(shí),禁帶寬度略有升高,這可能是由于量子限制效應(yīng)或Ce3+的電荷躍遷引起的[15]。

2.3 拉曼光譜分析

拉曼光譜用于研究晶體的結(jié)構(gòu)特性[16]。圖3(a)為Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ樣品的拉曼光譜圖,從圖中可進(jìn)一步證實(shí)粉體在800 ℃焙燒之后沒(méi)有產(chǎn)生雜相,與XRD 分析一致。拉曼光譜峰的強(qiáng)弱和偏移與晶粒尺寸、形態(tài)有關(guān)[17],在不同條件下會(huì)因晶體結(jié)構(gòu)的細(xì)微變化而偏移,晶粒越小,強(qiáng)度越弱,且峰會(huì)朝著低波數(shù)方向移動(dòng)[18]。圖中所有樣品在464 cm-1左右可以觀察到一個(gè)強(qiáng)烈而尖銳的峰(γ 峰),該峰是CeO2的F2g特征Raman 峰,歸屬于立方螢石結(jié)構(gòu)。樣品在550～650 cm-1之間出現(xiàn)了弱強(qiáng)度的拉曼峰,其中,555.5 cm-1處的α 峰是由于三價(jià)離子(Sm3+,Nd3+)取代Ce4+,因電荷補(bǔ)償形成的氧空位Raman 振動(dòng)峰,600 cm-1的β 峰是Ce4+還原為Ce3+引起的固有氧空位的Raman 振動(dòng)峰[5,19]。

圖3 (a) 800 ℃焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ粉體拉曼光譜圖和(b) 510～680 cm-1與氧缺陷相關(guān)的拉曼峰Fig.3 (a) Raman spectra of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ powders for roasting at 800 ℃for 3 h and (b) 510-680 cm-1 Raman peak associated with oxygen deficiency

有研究表明,可以通過(guò)計(jì)算拉曼的弱峰面積和強(qiáng)峰面積的比值來(lái)估算氧空位的濃度[4],本實(shí)驗(yàn)計(jì)算Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.10,0.15)四個(gè)組分的氧空位濃度分別為0.22,0.37,0.21,0.19,可以看出隨著Nd3+的增加,氧空位先增大后減小。Nd的摻雜濃度在摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí),氧空位濃度最大,這是由于Nd3+取代Sm3+后引起CeO2的晶格膨脹,晶格中氧空位易于遷移,從而有利于離子電導(dǎo)率的提高[20]。當(dāng)Nd 的摻雜量超過(guò)摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí),氧空位濃度有所降低,其原因可能是由于在較高的摻雜濃度下造成氧空位的局域有序化或締合,造成自由氧空位的濃度降低[19]。因此,最佳的摻雜量能使CeO2基材料產(chǎn)生最大的氧空位濃度。

2.4 X 射線光電子能譜分析

圖4 顯示了粉體樣品Sm 3d、Nd 3d、Ce 3d、Ca 2p 和O 1s 的XPS 光譜。通過(guò)譜圖可以看出,在樣品中都可以檢測(cè)到摻雜的Sm、Nd、Ca 元素相應(yīng)的峰,碳峰的存在是XPS 數(shù)據(jù)處理時(shí),需要采用C 1s 譜峰進(jìn)行校準(zhǔn)。在1073～1125 eV 范圍內(nèi),隨著Nd 含量的增加,Sm 含量減少,對(duì)應(yīng)的峰逐漸降低,當(dāng)Sm 的含量減少至0 時(shí),峰消失;在975～1005 eV 范圍內(nèi),隨著Nd 含量的增加,對(duì)應(yīng)的峰逐漸明顯;340～360 eV 范圍內(nèi)是Ca 對(duì)應(yīng)的峰,因Ca 的含量固定,所對(duì)應(yīng)的峰無(wú)變化。

圖4 800 ℃焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ粉體的X 射線光電子能譜圖Fig.4 X-ray photoelectron spectra of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ powders roasted at 800 ℃for 3 h

通過(guò)XPS Peak 擬合軟件對(duì)Ce 3d 光譜區(qū)域進(jìn)行擬合,以確定鈰的氧化態(tài),如圖5(a)所示。圖中的八個(gè)峰值分別對(duì)應(yīng)Ce3+和Ce4+的氧化態(tài),u 和v 分別對(duì)應(yīng)于Ce 3d5/2和Ce 3d3/2,其中u′和v′峰是Ce3+離子的特征峰,而u、u″、u?和v、v″、v?是Ce4+離子的特征峰[5]。根據(jù)XPS 數(shù)據(jù)的半定量分析表明,鈰以Ce3+和Ce4+兩種價(jià)態(tài)存在。對(duì)擬合后分別歸屬Ce3+和Ce4+的峰的總面積,按照Ce3+/(Ce3++Ce4+)的峰總面積比值計(jì)算出Ce3+和Ce4+的占比,由表1 可知,Ce4+的濃度遠(yuǎn)大于Ce3+的濃度,表明在CeO2晶格中Ce4+占主導(dǎo)地位[19]。圖5(b)是Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ樣品的O 1s 光譜圖。晶格氧和氧空位分別位于528.5 和531.3 eV[21],根據(jù)晶格氧(%)/ [晶格氧(%)+氧空位(%)]可以計(jì)算出晶格氧和氧空位的面積占比,如表1 所示。采用相同電荷的Nd3+取代Sm3+時(shí),屬于等價(jià)取代,當(dāng)總摻雜劑的濃度保持不變時(shí),氧空位的濃度基本恒定[19]。由表1 可知,Nd 摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí),氧空位的濃度最高,這一結(jié)果與拉曼的研究結(jié)果相符,即摻入少量Nd 時(shí)會(huì)產(chǎn)生最大的氧空位。當(dāng)進(jìn)一步增加Nd 的摻雜量時(shí),氧空位反而降低,這可能是因?yàn)樵谳^高的摻雜濃度下,造成的氧空位局域有序化或締合,從而導(dǎo)致氧空位濃度降低[19]。

表1 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ樣品的Ce3+和Ce4+所占面積的比值以及晶格氧和氧空位所占面積的比值Tab.1 The ratio of the area occupied by Ce3+ and Ce4+ and the ratio of the area occupied by lattice oxygen and oxygen vacancies for Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ samples

圖5 800 ℃下焙燒3 h 的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ粉體的(a)Ce3d 光譜圖和(b) O1s 光譜圖Fig.5 (a) Ce3d spectra and (b) O1s spectra of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ powders roasted at 800 ℃for 3 h

2.5 斷面形貌分析

圖6 為Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.10,0.15)陶瓷樣品的斷面形貌圖,從圖中可以看出,各組成的電解質(zhì)斷面的微觀結(jié)構(gòu)相對(duì)致密,且存在少量的封閉氣孔。同時(shí)可以看出,樣品斷裂的方式為沿晶斷裂,晶粒之間表現(xiàn)出很好的融合趨勢(shì),這樣的結(jié)構(gòu)有利于氧離子的傳輸。采用阿基米德排水法測(cè)得的陶瓷樣品相對(duì)密度分別為95.18%,97.76%,96.69%,97.00%,樣品較為致密,與掃描電鏡的結(jié)果相吻合。

圖6 1300 ℃燒結(jié)的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ陶瓷的SEM 斷面形貌圖Fig.6 SEM cross-sectional morphologies of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ ceramics sintered at 1300 ℃

2.6 電化學(xué)性能

采用Z-View 軟件對(duì)阻抗譜進(jìn)行擬合,由于燒結(jié)樣品內(nèi)微觀結(jié)構(gòu)的不均勻性,并聯(lián)電阻R 和電容C 組成的等效電路模型中,電容C 被恒相元件(CPE)取代[22]。制備的不同組分的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ(x=0,0.05,0.10,0.15)陶瓷樣品的阻抗譜如圖7 所示,在500～550 ℃其由一個(gè)完整的半圓弧和一個(gè)不完整的半圓弧組成,反映了晶界和電極界面發(fā)生的傳導(dǎo)過(guò)程,可采用圖7(a)所示的等效電路進(jìn)行擬合;在550～700 ℃其由一個(gè)不完整的半圓弧組成,反映了電極界面發(fā)生的傳導(dǎo)過(guò)程,采用圖7(b)所示的等效電路進(jìn)行擬合?？梢?jiàn)隨著溫度的升高,阻抗值降低;在同一溫度下,隨Nd 摻雜量的增加,阻抗值先減小后增大。計(jì)算總電導(dǎo)率的公式為:

圖7 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)在不同溫度下的阻抗譜圖Fig.7 The impedance spectra of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ electrolyte at different temperatures

式中:Rt為總歐姆電阻(Ω);L為樣品的厚度(cm);S為樣品的橫截面積(cm2)。計(jì)算出電解質(zhì)的電導(dǎo)率如圖8 所示,其中當(dāng)Nd 摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí),其電導(dǎo)率最高,在700 ℃時(shí)達(dá)到最大值,為2.24×10-2S/cm。

圖8 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)的電導(dǎo)率Fig.8 Conductivity of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ electrolyte

根據(jù)計(jì)算出的電導(dǎo)率繪制電導(dǎo)率-溫度的Arrhenius 曲線,如圖9 所示,可以看出樣品的電導(dǎo)率值與溫度符合Arrhenius 關(guān)系式[15,18]:

圖9 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)的Arrhenius 曲線Fig.9 Arrhenius curves of Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ electrolyte

式中:σt為氧化物離子的總電導(dǎo)率;Ea為活化能;R為氣體常數(shù)(8.314 J·mol-1·K-1);σ0為指前因子。Ea由Arrhenius 圖的斜率所確定,如表2 所示?；罨艿拇笮》磻?yīng)材料中氧離子傳輸?shù)碾y易程度[23]。由表2可知,當(dāng)Nd 的摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí)活化能值最低,為0.936 eV,表明摻雜少量的Nd 有助于降低活化能,這是因?yàn)榧尤隢d 后增加了系統(tǒng)的構(gòu)型熵,抑制氧空位的有序化,從而導(dǎo)致活化能降低,電導(dǎo)率升高。當(dāng)Nd 的摻雜量在摩爾分?jǐn)?shù)5%以上時(shí),活化能升高,表明隨著Nd3+濃度的增加,晶格參數(shù)的偏差增加,因?yàn)閾诫s的Nd3+半徑大于Sm3+,在晶格中產(chǎn)生了更多的應(yīng)變,增加締合的結(jié)合能,導(dǎo)致活化能升高,電導(dǎo)率降低[24]。另外,采用同價(jià)陽(yáng)離子取代時(shí),氧空位躍遷的位置不一樣,導(dǎo)致躍遷的難易程度不一樣,也會(huì)影響其導(dǎo)電性。氧空位的占據(jù)位置一般有兩種類(lèi)型,一種是近鄰位(NN 位),另一種是次近鄰位(NNN位)。摻雜半徑較小的陽(yáng)離子傾向于在NN 位產(chǎn)生氧空位,半徑較大的陽(yáng)離子則傾向于在NNN 位產(chǎn)生氧空位[25]。在本研究中,由于Nd3+的半徑大于Sm3+的半徑,如果Ce4+被Sm3+取代,首先會(huì)在NN 位形成氧空位,當(dāng)Nd3+取代Sm3+時(shí),將在NNN 位形成氧空位。由于在共摻雜結(jié)構(gòu)中兩種不同摻雜離子和氧空位之間復(fù)雜的相互作用(摻雜離子與氧空位之間的庫(kù)侖作用力和晶格畸變產(chǎn)生的應(yīng)力相互競(jìng)爭(zhēng)),且氧空位在不同位點(diǎn)形成的難易程度不同,導(dǎo)致了摻雜CeO2體系的總能量也不同。此外,對(duì)兩種離子摻雜的CeO2的第一性原理計(jì)算結(jié)果表明:相較于摻雜離子的庫(kù)倫作用力或晶格應(yīng)變產(chǎn)生的應(yīng)力對(duì)氧空位遷移的影響,氧空位在遷移路徑邊緣上的離子半徑大小對(duì)氧空位遷移能壘的影響占主導(dǎo)地位。離子半徑大將導(dǎo)致氧空位自由遷移的空間縮小,從而造成遷移能壘增大。因此,多種因素的協(xié)同作用導(dǎo)致了電導(dǎo)率先增大后減小[26]。

表2 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)活化能值Tab.2 Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ electrolyte activation energy values

3 結(jié)論

采用溶膠-凝膠法合成了具有立方螢石結(jié)構(gòu)的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)粉體,對(duì)粉體樣品的物相結(jié)構(gòu)、表面化學(xué)狀態(tài)、禁帶寬度進(jìn)行表征。經(jīng)1300 ℃燒結(jié)得到陶瓷樣品,對(duì)陶瓷樣品的微觀形貌及電導(dǎo)率等各項(xiàng)化學(xué)特性進(jìn)行分析,得到結(jié)論如下:

(1)經(jīng)800 ℃焙燒合成了具有立方螢石結(jié)構(gòu)的Ce0.8Sm0.15-xNdxCa0.05O2-δ電解質(zhì)粉體,其中,Nd 摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí)氧空位濃度最高,禁帶寬度最小,為2.58 eV。

(2)陶瓷樣品斷面致密,相對(duì)密度均大于95%。其中,當(dāng)Nd 摻雜量為摩爾分?jǐn)?shù)5%時(shí),其電導(dǎo)率最高,在700 ℃時(shí)達(dá)到最大值,為2.24×10-2S/cm,活化能最低,為0.936 eV。

綜上所述,組分為Ce0.8Sm0.10Nd0.05Ca0.05O1.875的電解質(zhì)結(jié)構(gòu)穩(wěn)定,性能優(yōu)異,有望在中低溫固體燃料電池或傳感器上應(yīng)用。