Verbeterde thermische decompositie van ammoniumperchloraat met GO@MOF‑5 composiet‑katalysatoren

Samenvatting

Samengestelde materialen gebaseerd op [Zn₄O(benzeen‑1,4‑dicarboxylaat)₃] (MOF‑5) en grafene‑oxide (GO) zijn bereid via een eenvoudige groene solvothermale methode, waarbij GO als platform dienst om MOF‑5 te laden, en toegepast op de thermische decompositie van AP. De verkregen composieten werden gekarakteriseerd door verschillende technieken zoals scanning‑elektronenmicroscopie (SEM), Röntgen‑diffractie (XRD), stikstofadsorptie, Fourier‑transformatie infrarood (FT‑IR), differentiele scanning‑calorimetrie en thermogravimetrie (DSC‑TG). De analyses bevestigden dat het composietmateriaal (GO@) MOF‑5 niet alleen de decompositie‑piektemperatuur van AP kan verbeteren van de initiële 409,7 °C naar 321,9 °C, maar ook de enthalpie (ΔH) kan verbeteren van 576 J g⁻¹ naar 1011 J g⁻¹ en de activeringsenergie (E_a) kan verlagen, waardoor de decompositie‑reactie versneld wordt. De hoge specifieke oppervlakte van het MOF‑materiaal kan een groot aantal actieve plaatsen bieden, zodat de overgangsmetaal‑ionen die daarop ondersteund worden, effectiever kunnen deelnemen aan het elektronenoverdrachtsproces, en GO speelt zijn rol als brug door zijn efficiënte thermische en elektrische geleiding. Samen versnellen ze het thermische decompositieproces van AP.

Inleiding

Verbrandingsprestaties is een belangrijke indicator om de prestaties van een vast stof‑propellant te meten. De thermische decompositie‑eigenschappen van ammoniumperchloraat (AP) wat vaak gebruikt wordt als een sterke oxidator, speelt een belangrijke rol in de verbrandingsprestaties van de hele propellant‑samenstelling. Het toevoegen van verbrandingssnelheids‑modifiers die verder zullen worden genoemd als de katalysator aan de propellant‑formulering kan de prestaties effectief verbeteren. Met name sommige metalen en hun oxiden, zoals koper, nikkel, zink, kobalt, en koolstof‑nanomaterialen.

Metaal‑organische frameworks (MOFs) materialen zijn breed gebruikt in adsorptie, katalyse, en opto‑elektronische apparaten vanwege hun grote specifieke oppervlakte, hoge porositeit en andere uitstekende eigenschappen, en hebben in de afgelopen jaren groot belang gekregen. MOFs worden gevormd door zelf‑assemblage van metaal‑ionen of metaal‑clusters en organische liganden, en worden doorgaans gevormd door solvothermale methoden onder milde condities waarbij het bereidingsproces economisch en breed gebruikt is. En deze materialen hebben een hoge activiteit in het katalyseren van de oxidatie van alkanen, olefine, alcoholen, en CO, daarnaast bieden MOFs een groot aantal uniform verdeelde actieve plaatsen voor overgangsmetalen, die in situ metaal‑oxiden kunnen genereren tijdens propellant‑verbranding en de verbranding bevorderen. Daarom, gebaseerd op de bovengenoemde uitstekende eigenschappen, is het mogelijk om het MOF‑materiaal in het AP‑propellant‑systeem te gebruiken en het als verbrandingssnelheids‑modifier voor AP te gebruiken om de verbrandingsprestaties van het hele propellant‑systeem te verbeteren.

Echter, het open skelet‑structuur van MOFs zonder sterke niet‑specifieke adsorptie en met slechte dispersie. Om die reden proberen sommige onderzoekers het te combineren met koolstof‑nanomaterialen. Kumar vond dat hybride nanocomposieten van GO met ZIF‑8 afstemmbare nanoschaal‑morfologie en porositeit vertoonden, en deze composiet heeft een hoge CO₂‑opslagsnelheid; Jabbari ontwikkelde een hybride nanocomposiet gebaseerd op Cu‑BTC MOF, GO, CNT, en Fe₃O₄ magnetische nanodeeltjes via een eenvoudige groene solvothermale methode, waarbij GO en CNT als platforms dienten om genanostructureerde Cu‑BTC MOF en Fe₃O₄ MNPs te laden en de hybride nanomaterialen vertoonden verbeterde adsorbentiecapaciteit vergeleken met de oudermaterialen; Ge Chunhua bereidde carboxyl‑rijke koolstof‑sferen (CCSs) en koper‑gebaseerde metaal‑organische frameworks (MOFs), en het werd onthuld dat carboxyl‑rijke groepen van de CCSs de verbinding met de Cu‑ion in MOF aanzienlijk konden verbeteren, en gunstig waren voor de homogene oppervlakte‑groei van HKUST‑1 op de kern van CCSs. Veel studies hebben getoond dat de rijke functionele groepen op het oppervlak van GO het een potentieel platform maken om de groei van MOF te bevorderen en zijn dispersievermogen te verbeteren. Tegelijkertijd kan de aanwezigheid van GO de elektrische en thermische geleiding van het composiet effectief verbeteren.

In dit werk werd een composiet van MOF‑5 en GO bereid door de groene solvothermale methode en aan AP toegevoegd om het katalytische effect op de thermische decompositie van AP te onderzoeken.

Methoden

Materialen

Ammoniumperchloraat (NH₄ClO₄, AP) poeder werd gekocht van Sinopharm Chemical Reagent Co., Ltd. Reagent‑graad Zn(NO₃)₂·6H₂O, 1,4‑benzeendicarboxylzuur (H₂BDC), ethylalcohol, DMF, en ethylacetaat werden gekocht van Tianjin Guangfu Technology Development Co., Ltd. GO werd bereid met gemodificeerde Hummers‑methode.

Bereiding van GO

GO werd bereid door de verbeterde Hummers‑methode te gebruiken. Kortweg, grafietpoeder geoxideerd met zwavelzuur, kaliumpermanganaat, en waterstofperoxide bij een lage temperatuur constant‑temperatuur waterbad. De temperatuur verhoogd tot 35 °C en de reactie voortgezet gedurende 2 uur, vervolgens verplaatst naar een hoge‑temperatuur reactiepot en de juiste hoeveelheid waterstofperoxide en verdunde zoutzuur toegevoegd om de oxidatie voort te zetten. Uiteindelijk werd de finale grafene‑oxide na dialyse tot neutraal, ultrasoon‑ontlaping, centrifugeren en vriesdrogen verkregen.

Bereiding van MOF‑5 en GO@MOF‑5

Zoals getoond in Fig. 1, werden zinknitraat‑hexahydraat en tereftaalzuur opgelost in 30 mL DMF in een hoge‑temperatuur‑bestendige reactor. De reactiemengsel werd verwarmd in een oven bij 120 °C gedurende 20 uur om grote kubische kristallen van MOF‑5 te produceren. Het reactievat werd vervolgens uit de oven gehaald en afgekoeld tot kamertemperatuur. De kubische kristallen werden herhaaldelijk gewassen met DMF en 12 uur in chlorofoom geweek, gefiltreerd, en gedroogd.

De eerder bereide GO werd toegevoegd aan de precursor‑oplossing van MOF‑5 en ultrasonisch gedispergeerd, en de overige stappen waren in overeenstemming met de bereiding van MOF‑5. Om de synergie tussen GO en MOF beter te verkennen, werden 3,5%, 5%, en 7% GO‑verhoudingen respectievelijk toegevoegd, en genoemd MGG‑3,5%, MGG‑5%, en MGG‑7%.

Bereiding van MOF‑5/AP en GO@MOF‑5/AP

MOF‑5/AP bereid met de oplosmiddel‑niet‑oplosmiddel methode en DMF en ethylacetaat gekozen als oplosmiddel en niet‑oplosmiddel respectievelijk. Eerst werd de bereide (GO@) MOF‑5 toegevoegd aan 100 mL ethylacetaat‑oplossing en uniform geroerd. Daarna werd 10 mL als‑bereide oplossing van AP (verzadigde oplossing van AP gemaakt van DMF als oplosmiddel), uniform gedropt de ethylacetaat‑oplossing gemengd met (GO@) MOF‑5 aan de als‑bereide oplossing van AP, en gelijkmatig geroerd met een magnetische roerstaf gedurende 20 min. Ten slotte gefiltreerd en gedroogd bij 50 °C gedurende 12 uur, en de mengsels van (GO@) MOF‑5/AP werden bereid.

Karakterisering

De oppervlaktemorfologie, gemiddelde grootte, en grootteverdeling van de bereide monsters werden gekarakteriseerd met behulp van scanning‑elektronenmicroscopie (SEM, SU‑8020, Hitachi, Japan). Een DX‑2700 Röntgen‑diffractometer (XRD, Dan Dong Hao Yuan Corporation, Liaoning, China) werd gebruikt om de elementen‑inhoud van monsters te analyseren bij een spanning van 40 kV en een stroom van 30 mA met Cu‑Ka straling. De structuur werd ook geanalyseerd door Fourier‑transformatie infrarood spectrometer (FTIR‑650, Tianjin Gangdong Corporation).

De Brunauer‑Emmett‑Teller (BET) specifieke oppervlakte van de gesynthetiseerde monsters werd bepaald door fysisorptie van N₂ bij 77 K met behulp van een Belsorp‑max oppervlakte‑detectie‑instrument.

De monsters werden geanalyseerd met behulp van de DSC‑131 differentiele scanning‑calorimeter (Frankrijk Setaram Corporation, Shanghai, China). De voorwaarden van DSC waren als volgt: monster‑massa, 0,5 mg; verhittings‑snelheid, 5, 10, 15, 20 °C/min; stikstofatmosfeer, 30 mL/min. Mettler Toledo TG thermische analyzer bij een verhittingssnelheid van 10 °C/min onder stikstofatmosfeer.

Impact‑gevoeligheid type 12 valhamer‑apparaat om de impact‑gevoeligheid te testen. De speciale hoogte (H₅₀) vertegenwoordigt de hoogte waaruit 2,5 ± 0,002 kg valhamer zal resulteren in een explosief gebeuren in 50% van de proeven. Testcondities voor de dosis waren 35 ± 1 mg, temperatuur van 10~35 °C, relatieve vochtigheid ≤ 80%.

Resultaten en discussie

Kenmerken van MOF‑5 en GO@MOF‑5

De textuur van de monsters kan waargenomen worden op scanning‑elektronenmicroscopie (SEM) afbeeldingen gepresenteerd in Fig. 2. Figuur 2a toonde een plot van AP‑materiaal met verschillende vormen, met een gemiddelde deeltjesgrootte van ongeveer 100–200 µm. Het oppervlak van de GO heeft een gedeeltelijke rimpel, en de rand is ook getrapt, wat over het algemeen een gelaagde structuur is. Het is duidelijk dat MOF‑5 een regelmatige kubieke structuur vertoont. De aanwezigheid van poriën kan bij vergroting waargenomen worden, terwijl GO@MOF‑5 de kubieke structuur van MOF‑5 behoudt en met veel blaadjes‑achtige GO aan het oppervlak bevestigd, wat ook aangeeft dat de toevoeging van een kleine hoeveelheid koolstofmateriaal de morfologie van het MOF‑materiaal niet beïnvloedt.

Figuur 3 toonde het poeder Röntgen‑diffractie (XRD) van de gesynthetiseerde composieten. Het kan duidelijk uit de figuur worden gezien dat de brede karakteristieke piek van GO bij 2θ = 10,5° aangeeft dat de grafiet‑structuur is vernietigd en de interlaag‑afstand is vergroot om een nieuwe structuur te vormen. De piekpositie van het MOF‑5 kristal is over het algemeen consistent met die gerapporteerd in de literatuur. Aangezien MOF‑5 het gastheermateriaal is, bezitten zijn structurele kenmerken een dominante positie in het composietmateriaal. De diffractiepiep van het composietmateriaal kan uit het XRD‑patroon worden gezien en het coincideert basisweg met de positie van MOF‑5. Petit et al. rapporteerden dat de piek van het composietmateriaal gesplitst was en steeds duidelijker werd met de toename van GO. Het werd vermoed dat het mogelijk door de aanwezigheid van GO is, wat de deformatie van het materiaal verhoogde. Echter, in deze studie kan bijna worden bepaald dat er geen significante invloed op de structuur van het materiaal zal zijn door de lage inhoud van GO, wat consistent is met de gok in de SEM‑analyse.

Energie‑dispersieve spectroscopie (EDS) analyse werd uitgevoerd om de componenten van MOF‑5 en GO@MOF‑5 te identificeren. Figuur 4a toonde de elementaire mapping‑afbeeldingen van de uniforme verdeling van C, O, en Zn‑elementen, wat bewijst dat het skelet‑functie van het MOF‑materiaal de corresponderende metaal‑elementen gelijkmatig kan verdelen en de agglomeratie van metaal‑deeltjes kan voorkomen. En de elementaire mapping‑afbeeldingen van GO@MOF‑5 toonden ook de uniforme verdeling van C, O, en Zn‑elementen. De koolstof‑inhoud is duidelijker op het oppervlak van het monster dan MOF‑5, wat aangeeft dat de GO‑laag goed bevestigd is aan het oppervlak van het MOF‑materiaal.

Figuur 5 toonde de FT‑IR‑spectra van MOF‑5 en GO@MOF‑5; het infrarood‑spectrum van MOF‑5 en zijn complex met koolstofmateriaal zijn vergelijkbaar met die gerapporteerd in gerelateerde literatuur. Zoals getoond in de figuur, kan de piek veroorzaakt door symmetrische rekving van carboxylgroep in BDC worden gezien op 1386 cm⁻¹, en een asymmetrische rekving‑piek van carboxylgroep verschijnt op 1581 cm⁻¹. Daarnaast kan de breedband bij 3000–3604 cm⁻¹ gokken dat het de aanwezigheid van water in de metaal‑coördinatie betreft. Na toevoeging van een kleine hoeveelheid GO, bleef de kristalstructuur van het composiet essentieel intrinsiek, en er was geen significante verandering. Het werd ook bewogen dat de toevoeging van een kleine hoeveelheid GO de eigenschappen van MOF niet beïnvloedde.

De porus‑kenmerken van monsters werden bepaald uit de stikstofadsorptie‑isothermen die getoond worden in Fig. 6. De isotherm (Fig. 6a) onthult dat de MOF‑monsters typisch type I adsorptiegedrag vertonen. Afgeleid van de N₂‑adsorptie‑data, is de Brunauer‑Emmett‑Teller oppervlakte van MOF‑5 hoger dan GO@MOF‑5, wat ook gerapporteerd werd door Petit. Wanneer de inhoud van GO minder dan 10% is, zal de specifieke oppervlakte afnemen ten opzichte van het MOF‑5 rauwmateriaal, wat mogelijk te wijten is aan de blokkade van enkele kleine poriën wanneer de GO gecombineerd wordt met de MOF, wat resulteert in een afname van BET. En het geeft ook aan dat de rol van GO in het AP‑composiet voornamelijk kan berusten op zijn uitstekende thermische en elektrische geleiding. Uit Fig. 6b kan worden gezien dat de poriën‑grootte‑verdeling van MOF‑5 en zijn composieten minder dan 2 nm is, wat bewijst dat beide materialen tot de microporeuze structuur behoren en voornamelijk geconcentreerd zijn rond 1 nm. Specifieke relevante parameters zijn duidelijk vermeld in Tabel 1.

Invloed van MOF‑5 en GO@MOF‑5 op thermische decompositie van AP

Thermische analyse van zuivere AP‑deeltjes

De DSC‑curves van zuivere AP zijn getoond in Fig. 7. De thermische decompositie van AP is een continu en complex reactieproces. Uit de figuur kan worden gezien dat de curve een duidelijke neerwaartse endothermische piek heeft bij 245 °C, wat de endothermische piek is van de kristal‑overgang van AP. Op dat moment veranderde het AP‑deeltje van orthorombisch naar kubisch, en het proces gaat vergezeld van endothermie. Vervolgens zullen er twee opwaartse exothermische pieken zijn, namelijk lage‑temperatuur‑decompositie‑piek (LTD) bij 311,8 °C en hoge‑temperatuur‑decompositie‑piek (HTD) bij 409,7 °C. De lage‑temperatuur‑decompositie gaat meestal vergezeld van dissociatie‑ en sublimatie‑processen, voornamelijk vaste‑fasereacties, en een kleine hoeveelheid gas‑fasereactie. Tijdens de decompositie van lage temperatuur begint AP te decomponeren en vormt oxidatieve intermediairen zoals ClO, ClO₃, O₂, en H₂O, en een deel van O₂ kan geconverteerd worden tot superoxider‑ion (O₂⁻), wat zal bijdragen aan de oxidatie van NH₃, terwijl geoxideerd overtollig NH₃ zal hechten aan AP‑kristal wat de thermische decompositie van AP hindert, en het lage‑temperatuur‑decompositieproces eindigt. Naarmate de temperatuur geleidelijk toeneemt, desorbeert het overtollige NH₃, en de potentiële reactiecentra op het oppervlak van het AP‑kristal worden gereactiveerd, binnenkomend in de hoge‑temperatuur‑decompositiefase gedomineerd door de gas‑fasereactie totdat de AP volledig is gedecompileerd. De TG‑curve van zuivere AP geeft ook aan dat AP twee gewichtsverlies‑fasen tijdens thermische decompositie ervaarde, resulterend in massa‑verlies van 22% en 78%, respectievelijk, wat de vrijkoming van gasvormige producten overeenkomstig de twee decompositiefases demonstreert.

Thermische analyse van AP/(GO@)MOF‑5 composieten

Uit Fig. 7a kan worden gezien dat de twee exothermische decompositie‑pieken van het AP‑complex na toevoeging van het (GO@) MOF‑materiaal significant worden voortgezet, terwijl de eerste endothermische piek op dezelfde positie verschijnt als die van zuivere AP, wat aangeeft dat de katalysatoren geen invloed hebben op de kristal‑overgangstemperatuur. Na toevoeging van GO wordt de pyrolyse‑fase voortgezet, voornamelijk door de uitstekende warmte‑overdrachtsprestaties van GO en de hoge elektronen‑mobiliteit getoond tijdens elektronenoverdracht. En de twee decompositie‑piektemperaturen van AP/MOF‑5 werden voortgezet tot 288,1 °C en 322,5 °C, respectievelijk, terwijl de decompositie‑piektemperatuur van AP/GO@MOF‑5 voortgezet werd tot 293,9 °C en 321,9 °C, en de HTD‑pieken van de twee composietmaterialen waren bijna 87 °C vooruit ten opzichte van AP‑rauwmateriaal, wat een duidelijke katalytische effect op AP‑thermische decompositie aangeeft. Tegelijkertijd kan uit de TG‑curves van Fig. 7b worden gezien dat het percentage van de eerste gewichtsverlies‑fase van het AP‑composiet met (GO@) MOF‑materiaal significant toegenomen, wat aangeeft dat de thermische decompositie‑fase is verschoven naar een lagere temperatuur, wat ook weerspiegeld wordt door de DSC‑curves. Het kan ook duidelijk uit de DSC‑grafiek worden gezien dat de LTD‑fase duidelijker is dan de HTD en het piekoppervlak groter is, wat aangeeft dat de HTD‑fase bijna simultaan is met de LTD‑fase.

Om het katalytische effect van (GO@) MOF‑composieten op AP beter te verkennen, werd de Kissinger‑methode gebruikt om de relevante kinetische parameters uit de thermische data te bepalen, en het katalytische effect verder te demonstreren. De activeringsenergie (Ea) werd berekend door pieken van DSC‑curves bij verschillende verhittingssnelheden te testen. De pre‑exponentiële factor (A) kan verkregen worden aannemend dat de decompositie eerste‑orde‑kinetiek volgt. De DSC‑curves van AP/MOF‑5 en AP/GO@MOF‑5 bij verschillende verhittingssnelheden van 5 °C tot 20 °C worden getoond in Fig. 8a, b, respectievelijk. Uit de figuur kan worden gezien dat de LTD‑ en HTD‑pieken van de monsters allemaal naar hogere temperaturen verschuiven door de verhittingssnelheid te veranderen van 5 tot 20 °C/min, wat ook aangeeft dat de verhittingssnelheid ook een effect heeft op het decompositieproces omdat het monster hysteresis heeft ten opzichte van temperatuur bij verschillende verhittingssnelheden. De relatie tussen decompositietemperatuur en verhittingssnelheid kan beschreven worden door de Kissinger‑correlatie.

ln(β/T_m²) = ln(AR/Ea) - Ea/(RT_m)

In deze vergelijking zijn β, T_m, R, A, en E_a de verhittingssnelheid/°C min⁻¹, temperatuur/K, ideale gasconstante, pre‑factor, en activeringsenergie/kJ mol⁻¹, respectievelijk. E_a kan berekend worden uit de helling van de lineaire relatie tussen ln(β/T_m²) en 1/T_m. Figuur 9 toonde de lineaire fit van ln(β/T_p²) en 1/T_p van AP/MOF‑5 en AP/GO@MOF‑5, wat demonstreert dat de thermische decompositie van deze monsters de eerste‑orde‑kinetische wet volgt en specifiek berekend is, en de data worden getoond in Fig. 10. De enthalpie van het AP‑composiet heeft een significante toename van 576 J g⁻¹ naar 815,9 J g⁻¹ en 1011 J g⁻¹ na toevoeging van het (GO@) MOF‑materiaal en de E_a daalt van 143,8 kJ mol⁻¹ naar 139,6 kJ mol⁻¹ en 84,6 kJ mol⁻¹ dienovereenkomstig, wat mogelijk te wijten is aan de thermodynamica van sommige metaal‑oxiden of chloriden gevormd tijdens het katalytische proces is onstabiel, wat de E_a van AP‑thermische decompositie verlaagt.

Tegelijkertijd, om de rol van GO in het AP‑composiet beter te bewijzen, werd de speciale hoogte (H₅₀) van de AP‑gebaseerde composiet‑monsters getest, en de testresultaten zijn getoond in Fig. 10. Uit de tabel kan worden gezien dat het monster met het GO@MOF‑materiaal de hoogste waarde van H₅₀ heeft, wat betekent dat zijn gevoeligheid lager is dan andere monsters, wat aangeeft dat de toevoeging van GO effectief zijn uitstekende thermische geleiding uitoefent en de lokale hitte die kan leiden tot de generatie van "hot spots" verlicht, en het verbetert de stabiliteit en veiligheid van het hele systeem. Daarnaast, met de toename van GO‑inhoud, is de stabiliteit van het systeem ook subtiel verbeterd, wat ook het effect van GO bevestigt.

Uit de bovenstaande resultaten is het duidelijk dat (GO@) MOF de thermische decompositie van AP aanzienlijk kan bevorderen, met name de hoge‑temperatuur‑decompositie en enthalpie. De aanwezigheid van ammonia en chloor is vaak de hoofdoorzaak voor het vertragen van de thermische decompositie van AP, namelijk de decompositie van perchloorzuur en de oxidatie van ammonia. Het MOF‑materiaal kan effectief gasvormige ammoniamoleculen adsorberen, voorkomen dat het op het oppervlak van het AP‑kristal adsorbeert om de decompositie‑reactie te bevorderen en de decompositie‑piektemperatuur te verlagen. Tegelijkertijd, zoals getoond in Fig. 11, is de MOF‑geladen Zn in een onverzadigde toestand, en het is gemakkelijk om stoffen met overtollige elektronen te adsorberen, met name gemakkelijk om de N‑X binding te breken, wat resulteert in een toename van ΔH. En het is ook gemakkelijk gereageerd met stikstof‑oxiden gegenereerd door AP‑decompositie, wat de snelle decompositie‑reactie kan aanmoedigen. Bovendien kan de overgangsmetaal‑ion ook de conversie van O² geproduceerd door de decompositie van HClO₄ in superoxider‑ion (O₂⁻) versnellen, wat bijdraagt aan de oxidatie van NH₃. In het hele thermische decompositieproces van AP neemt GO voornamelijk voordeel van zijn hoge thermische geleiding en elektrische geleiding, en vermindert effectief de vorming van hot spots, waardoor de gevoeligheid verlaagd en de systeemstabiliteit verbeterd wordt.

Daarnaast zijn pogingen gedaan om de verhouding van MOF‑materialen en de verhouding van GO in GO@MOF‑composieten te veranderen. De specifieke DSC‑curves en gerelateerde data zijn getoond in Fig. 12 en Tabel 2. Om verschillende monsters beter en gemakkelijker te onderscheiden, wordt AP/MOF‑5 met 3% en 10% MOF aangeduid als AP/MG‑3, AP/MG‑10, respectievelijk. MOF telt voor 5%, terwijl GO telt voor 3,5%, 5%, en 7% en afgekort als AP/MGG‑3,5%, AP/MGG‑5%, en AP/MGG‑7%. Uit de DSC‑curves van Fig. 9 kan worden gezien dat wanneer de GO‑inhoud 3,5% is en de verhouding van GO@MOF in het AP‑composiet 5% is, de twee decompositie‑piektemperaturen het meest zijn voortgezet, en het corresponderende katalytische effect ook optimaal is (Fig. 13).

Conclusies

Samengevat, AP/(GO@) MOF‑composieten zijn bereid, en hun katalytische effecten op AP‑thermische decompositie zijn onderzocht. De experimentele resultaten toonden aan dat GO@MOF‑composieten een significante katalytische effect hebben op de thermische decompositie van AP, en niet alleen de HTD van AP is significant voortgezet, maar ook de ΔH is effectief verhoogd en de activeringsenergie van de reactie is verlaagd. Onder hen, wanneer de GO‑inhoud 3,5% is en de totale inhoud van GO@MOF‑5 5% is, heeft het AP‑composiet het beste katalytische effect. Dit is voornamelijk te wijten aan de grote specifieke oppervlakte van het MOF‑materiaal, wat meer reactieve centra biedt en zijn sterke adsorptie, alsook het grote voordeel van GO in warmte‑geleiding en elektronenoverdracht, wat synergistisch de thermische decompositie van AP versnelt. Bovendien biedt deze studie experimentele en theoretische ondersteuning voor de toepassing van MOF‑ en GO‑composieten in AP‑thermische decompositie.

Afkortingen

AP:

Ammonium perchlorate (ammoniumperchloraat)

BET:

Brunauer‑Emmett‑Teller

CCSs:

Carboxyl‑rich carbon spheres (carboxyl‑rijke koolstof‑sferen)

CNT:

Carbon nanotube (koolstof‑nanobuizen)

DSC‑TG:

Differential scanning calorimetry and thermalgravimetric (differentiele scanning‑calorimetrie en thermogravimetrie)

E_a:

Activation energy (activeringsenergie)

EDS:

Energy dispersive spectroscopy (energie‑dispersieve spectroscopie)

FT‑IR:

Fourier transform infrared spectrometer (Fourier‑transformatie infrarood spectrometer)

GO:

Graphene oxide (grafene‑oxide)

H2BDC:

1,4‑benzenedicarboxylic acid (1,4‑benzeendicarboxylzuur)

HTD:

High‑temperature decomposition (hoge‑temperatuur‑decompositie)

LTD:

Low‑temperature decomposition (lage‑temperatuur‑decompositie)

MOF‑5:

Zn4O(benzene‑1,4‑dicarboxylate)3

MOFs:

Metal‑organic frameworks (metaal‑organische frameworks)

SEM:

Scanning electron microscopy (scanning‑elektronenmicroscopie)

XRD:

X‑ray diffraction (Röntgen‑diffractie)

ΔH:

Enthalpy (enthalpie)