高支化梳型聚芳醚砜/咪唑鎓盐功能化氧化石墨烯阴离子交换复合膜的制备与性能

方明亮, 刘 东, 胡美韶, 王 雷

(深圳大学材料学院, 深圳市高分子材料及制造技术重点实验室, 深圳 518060)

化石燃料的大量消耗使得能源短缺和环境污染问题日趋严重, 迫切需要寻找可再生的新清洁能源替代传统的化石能源. 碱性聚电解质燃料电池(APEFCs)具有清洁、 高效和低成本等优势, 成为备受关注的一类新型能源系统[1,2]. APEFCs兼具碱性燃料电池(AFCs)与质子交换膜燃料电池(PEMFCs)的优点[3]: (1)在碱性条件下电极反应速度快, 可使用非贵金属(如Co, Ni, Ag)作为电催化剂, 大大降低了电池的生产和工作成本[4]; (2)OH-离子的迁移方向与燃料的扩散方向相反, 抑制了燃料的渗漏, 同时阻止了阳极的水泛滥[3,5]. 固态聚合物阴离子交换膜作为APEFCs的核心组件之一, 主要承担传导OH-离子和隔绝燃料与氧化剂的双重任务[6]. 目前, 尚未开发出一种与商业化质子交换膜(如Nafion膜)相媲美的阴离子交换膜(AEMs), 这主要是因为AEMs的OH-离子电导率较低和碱性稳定性较差[7]. 因此, 提高AEMs的OH-离子电导率, 同时在强碱性环境中具有优异的耐碱稳定性及良好的机械强度, 一直是近年来国内外相关科研人员研究的目标[8].

近年来, 人们发现将支化型聚合物用于制备离子交换膜能有效提高膜的离子电导率和化学稳定性. 与线型聚合物相比, 支化型聚合物具有更大的自由体积[9,10], 能够提高膜的吸水率, 促进离子传输通道的形成, 从而提高离子电导率; 此外, 由于大体积刚性支化单元大的空间位阻效应, 将支化结构引入聚合物主链, 可削弱OH-离子的攻击性, 从而提高聚合物主链的耐碱稳定性. Yang等[10]制备了超支化聚芳醚酮阴离子交换膜, 该膜在80 ℃时OH-离子电导率高达122.5 mS/cm, 将其浸泡在60 ℃的2 mol/L KOH溶液中, 500 h后离子电导率为初始的83%左右. 在前期的研究工作中, 本课题组设计并制备了一系列支化度(2%～8%)的高支化梳型聚芳醚砜(ImHBPES-x)膜[11]. 研究发现, 随着支化度的增加, ImHBPES-x膜表现出良好的吸水性、 高的离子电导率和优异的耐碱稳定性; 当支化度为8%时, ImHBPES-8膜具有最高的离子电导率和最佳的耐碱稳定性. 但高支化结构的引入降低了聚合物链的缠结, 使对应的膜机械强度显著下降[11,12].

针对ImHBPES-8膜机械强度不足的问题, 同时为了进一步提高AEMs的OH-离子电导率和耐碱稳定性, 我们尝试将功能化的无机纳米填料引入聚合物基体中, 在保持离子交换功能基团含量的条件下提高ImHBPES-8膜的机械强度. 本文通过Williamson反应, 在羟基化氧化石墨烯(GO-OH)表面接枝1-(6-溴己基)-3-甲基咪唑溴化物(6BrIm)以改善GO-OH在有机体系中的分散性, 合成1-(6-溴己基)-3-甲基咪唑溴化物功能化氧化石墨烯(6BrIm-GO), 将6BrIm-GO引入ImHBPES-8聚合物基体中, 经物理共混、 浇铸成膜及OH-离子交换, 制备一系列ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜. 采取一种简单、 有效的策略提高ImHBPES-8膜的整体性能, 6BrIm-GO的引入, 既可作为一种功能纳米填料, 又能够提供更多OH-离子传输位点, 在解决ImHBPES-8膜机械强度不足问题的同时保证OH-离子电导率. 通过核磁共振氢谱、 傅里叶变换红外光谱和元素分析对6BrIm-GO的组成结构进行表征, 研究引入6BrIm-GO的含量对ImHBPES-8膜的吸水率、 溶胀率、 OH-离子电导率、 机械性能、 热稳定性和碱稳定性等的影响.

1 实验部分

1.1 试剂与仪器

1,3,5-三苯基苯(纯度98%)、 4-氟苯磺酰氯(纯度98%)、 无水三氯化铁(纯度99%)、 9-芴酮(纯度98%)、 2,6-二甲氧基苯酚(纯度98%)、 3-巯基丙酸(纯度98%)、 六氟双酚A(纯度98%)、 4,4′-二氟二苯砜(纯度98%)、 1,6-二溴己烷(纯度98%)、 1-甲基咪唑(纯度99%)、 三溴化硼(BBr3, 纯度99.9%)、 碘化钾(纯度99.9%)、 溴化钾(纯度99.99%)、 碳酸钾(纯度99%)、 二甲基亚砜(DMSO)(纯度99.7%)和N,N-二甲基乙酰胺(DMAc)(纯度99.8%), 上海萨恩化学技术有限公司; 羟基化氧化石墨烯(GO-OH)(纯度>98%), 中国科学院成都有机化学有限公司; 硝基苯(A. R.级, 用4Å分子筛进行干燥)、 甲苯(纯度≥99.5%, 使用前用钠丝干燥)、 活性炭(CP级)、 乙醚(纯度≥99.5%)、 丙酮(≥纯度99.5%)、 甲醇(纯度≥99.5%)、 二氯甲烷(纯度≥99.5)、 氢氧化钠(纯度≥96.0%)和氢氧化钾(纯度≥85%), 天津市百世化工有限公司; 参照文献[11]方法合成6BrIm、 甲氧基双酚芴和1,3,5-三[4-(4-氟苯磺酰)苯氧基]苯(B3).

VNMRS 400型核磁共振波谱(NMR)仪, 美国Varian公司; Nicolet 6700型傅里叶变换红外光谱(FTIR)仪, 美国Thermo公司; Hitachi SU-70型扫描电子显微镜(SEM), 日本Hitachi公司; TGAQ50型热重分析(TGA)仪, 美国TA仪器公司; CMT4204 20KN型微机控制电子万能试验机, 中国SANS公司; CHI660E电化学工作站, 上海辰华科技有限公司; Vario EL cube型元素分析仪, 德国Elementar公司.

1.2 实验过程

1.2.1 6BrIm-GO的合成 Scheme 1给出6BrIm-GO的合成路线. 将0.5 g GO-OH加入100 mL三口烧瓶中, 加入30 mL DMSO, N2气保护, 在室温下磁力搅拌并超声分散8 h; 加入6 g 6BrIm和1.2 g K2CO3, 于100 ℃反应7 d; 反应结束后, 将粗产品用去离子水和无水乙醇经0.45 μm的聚四氟乙烯注射器过滤器反复冲洗, 过滤, 提纯并收集产物, 于60 ℃真空干燥24 h, 得到6BrIm-GO固体粉末, 密封保存.

Scheme 1 Synthetic route of 6BrIm-GO

1.2.2 ImHBPES-8的合成 将1.0087 g(3 mmol)六氟双酚A、 0.9410 g(2 mmol)甲氧基双酚芴、 1.1187 g(4.4 mmol)4,4′-二氟二苯砜、 0.3123 g(0.4 mmol)B3和1.3821 g(10 mmol)碳酸钾加入装有冷凝管和分水器的100 mL三口烧瓶中, 加入18 mL DMAc和10 mL甲苯, N2气保护, 均匀磁力搅拌; 于140 ℃预聚4 h, 除去水和甲苯; 升温至175 ℃, 适当调整磁子转速, 反应3～5 h; 待液体黏度增大, 直至最大转速下的磁子快转不动时, 立即加入5 mL DMAc, 继续反应数分钟后, 迅速将黏稠液体倒入3%盐酸和V(甲醇)∶V(H2O)=1∶1的混合溶液中, 搅拌, 静置一段时间后过滤, 分别用甲醇和去离子水反复冲洗数次, 收集白色纤维状固体产物, 于80 ℃真空干燥24 h, 得到带甲氧基的高支化聚芳醚砜(HBMPES-8).

将3 g HBMPES-8加入250 mL三口烧瓶中, 加入100 mL CH2Cl2, 装上恒压滴液漏斗和冷凝管, N2气保护, 在室温下搅拌, 待HBMPES-8完全溶解后, 向恒压滴液漏斗中加入3 mL BBr3和50 mL CH2Cl2, 再将混合液缓慢滴加到三口烧瓶中, 保持冰浴(0 ℃)条件继续反应6 h, 有浅红褐色固体析出; 将反应后的混合物缓慢倒入1000 mL沸水中, 搅拌, 静置一段时间后过滤, 用去离子水反复冲洗数次, 将收集的固体产物于80 ℃真空干燥24 h, 得到带羟基的高支化聚芳醚砜(HBHPES-8).

将1 g HBHPES-8加入装有冷凝管的100 mL三口烧瓶中, 加入20 mL DMSO, N2气保护, 在室温下搅拌, 待HBHPES-8完全溶解后, 向三口烧瓶中加入0.05 g KI和0.94 g K2CO3, 再加入2.2 g 6BrIm, 调整转速, 在100 ℃反应12 h; 冷却, 将烧瓶中的液体倒入500 mL丙酮中, 静置一段时间, 除去丙酮, 用500 mL去离子水继续浸泡, 静置, 过滤, 用丙酮和去离子水分别冲洗数次, 产物于60 ℃真空干燥24 h, 得到ImHBPES-8.

1.2.3 复合膜的制备 将6BrIm-GO引入ImHBPES-8基体中制备复合膜, Scheme 2给出制备ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的示意图. 分别将0.0025, 0.005, 0.0075和0.01 g 6BrIm-GO搅拌超声分散于3.5 mL DMSO中, 分别将0.9975, 0.995, 0.9925和0.99 g ImHBPES-8于60 ℃加热搅拌溶解于5 mL DMSO中; 然后将分散好的6BrIm-GO悬浮液加入ImHBPES-8溶液中进行物理共混, 并用1.5 mL DMSO洗涤及转移, 得到质量分数为10%的成膜溶液. 成膜溶液经搅拌和超声分散均匀后, 浇铸到已调平的玻璃板上(10 cm×10 cm), 于60 ℃真空蒸发溶剂24 h成膜, 得到Br-形式的ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜(x为6BrIm的质量分数, 分别为0.25%, 0.5%, 0.75%和1.0%); 将复合膜浸泡在1 mol/L NaOH溶液中48 h进行离子交换, 使Br-完全转化为OH-形式的AEMs. 膜样品用去离子水反复冲洗数次后储存在去离子水中, 所有膜样品在测试之前必须浸泡在去离子水中至少 24 h.

Scheme 2 Schematic representation of ImHBPES-8/x-6BrIm-GO composite membranes

1.2.4 膜的吸水率、 溶胀率及OH-离子电导率表征 膜的吸水率(WU)和溶胀率(SR)分别采用干湿重法和长度法进行测定. 将OH-形式的膜裁成长方形(1 cm×4 cm)样品条于60 ℃真空干燥24 h后取出, 迅速称量干膜的质量(mdry, g)并测干膜的长度(ldry, cm); 将膜浸泡在特定温度(30, 60和80 ℃)的去离子水中24 h后取出, 用吸水纸擦去膜表面的水分, 迅速称量湿膜的质量(mwet, g)并测湿膜的长度(lwet， cm). 膜的吸水率(WU, %)由公式WU=(mwet-mdry)/mdry×100%计算; 膜的溶胀率(SR, %)由公式SR=[lwet-ldry)/ldry]×100%计算.

采用四电极探针交流阻抗谱测试膜的OH-离子电导率. 将OH-形式的膜裁成长方形(1 cm×4 cm)样品条固定在聚四氟乙烯材料的电池模具中, 并完全浸泡在水中, 用电化学工作站测得膜的电阻(R, Ω), 然后通过公式σ=l/AR计算膜样品的OH-离子电导率. 其中,l(cm)是两电极之间的距离;A(cm2)为膜样品条的横截面积; 扫描频率为1～105Hz.

2 结果与讨论

2.1 单体及聚合物的结构表征

图1谱线a为HBMPES-8的1H NMR谱图.δ8.08和8.10处的质子峰分别对应支化单元上1和2位置, 表明支化结构已引入聚芳醚砜主链, 且δ3.53处对应的是—OCH3的质子峰, 证明合成了HBMPES-8.图1谱线b为HBHPES-8的1H NMR谱图. HBHPES-8是由HBMPES-8通过去甲基化反应得到的, 对比图1谱线a和b可知,δ3.53处对应—OCH3的质子峰完全消失, 同时在δ9.75处出现了新峰, 对应—OH的质子峰, 说明—OCH3已全部转化为—OH. 通过计算图1谱线b对应质子峰的积分面积比可知, —OCH3的转化率为100%, 证明合成了HBHPES-8.图1谱线c为ImHBPES-8的1H NMR谱图. ImHBPES-8是由HBMPES-8与6BrIm通过Williamson反应得到的. 比较图1谱线b和c可知,δ9.75处的—OH质子峰完全消失, 并在δ9.12, 7.71～7.73及3.85处出现了新峰, 这些峰均来自咪唑环上的质子, 分别对应ImHBPES-8上h, e, f和g处的质子. 此外,δ3.89～4.08和1.05～1.31处出现的新峰归属于6BrIm柔性烷基链上—CH2的质子峰, 分别对应ImHBPES-8上d, a, b, c和i处的质子, 证明6BrIm接枝到HBHPES-8主链上, 且接枝度为100%. 以上结果表明合成了ImHBPES-8.

Fig.1 1H NMR spectra of HBMPES-8(a), HBHPES-8(b) and ImHBPES-8(c) in DMSO-d6

Table 1 Elemental analysis results for GO and 6BrIm-GO

2.2 膜的微观形貌

图3给出ImHBPES-8膜和ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的宏观形貌及对应的膜表面与断面的SEM照片. 由图3(A)和(B)可以看出, 膜表面光滑且能够随意弯曲或折叠, 表明膜材料具有较好的柔韧性, 满足膜电极组件在组装过程中的柔性需求. 图3(C)给出ImHBPES-8膜表面形貌的SEM照片. 可见其表面均匀、 致密且无缺陷. 从图3(E)断面图可知, ImHBPES-8膜的厚度大约为35.3 μm, 其断面相对平整, 没有明显的缺陷. 由图3(D)可见, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜表面有轻微的缺陷, 还有少量的片状石墨烯和褶皱存在; 从图3(F)断面图可知, 其厚度在43.3 μm左右, 而且断面具有清晰可见的网络结构. 这是因为6BrIm-GO的引入改变了ImHBPES-8膜的微观结构, 形成的网络结构促进了离子簇的聚集, 因此能够构建连续的离子传输通道, 提高AEMs的OH-离子电导率[21].

Fig.3 Digital photographs(A, B), SEM images of surface(C, D) and cross-section(E, F) of ImHBPES-8(A, C, E) and ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO composite membranes(B, D, F)

2.3 离子交换容量、 吸水率和溶胀率

吸水率与AEMs的离子交换容量(IEC)密切相关, 由表2可知, 实验测得ImHBPES-8膜与ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的IEC值在1.56～1.81 mmol/g之间. 其中, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的IEC值为1.76 mmol/g, 水合数(λ)最高为18. 6BrIm-GO的引入为OH-离子的传导提供了更多活性位点, 使得ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的IEC值均高于ImHBPES-8膜, 且随着引入6BrIm-GO含量的增加而增大, 当6BrIm-GO含量为0.75%时, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜具有最佳的离子传导行为.

Table 2 Physical properties of the ImHBPES-8 and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO composite membranes

* Determined at 30 ℃.

图4和图5分别给出ImHBPES-8膜和ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜在30, 60及80 ℃下的吸水率与溶胀率随温度的变化曲线. 与ImHBPES-8膜相比, ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的吸水率明显增加, 而且所有AEMs的吸水率和溶胀率均随着温度的升高而增加. 这是因为升高温度, 聚合物分子链易于运动, 分子链间自由体积增大, 膜材料能够容纳更多的水分, 导致AEMs在升高温度的条件下获得更高的OH-离子电导率[25]. 当6BrIm-GO含量低于0.75%时, ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的吸水率与溶胀率随6BrIm-GO含量的增加而增加. 当进一步增加6BrIm-GO含量至1.00%时, 其吸水率与溶胀率呈现下降的趋势. 这主要是因为相对高含量的6BrIm-GO作为无机纳米填料引入ImHBPES-8基体中, 会限制聚合物分子链的运动[18,21], 阻碍离子的传导. 因此, ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率随6BrIm-GO含量的增加呈现先升高后降低的趋势.

Fig.4 WU of the ImHBPES-8 and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO composite membranes at 30 ℃(a), 60 ℃(b) and 80 ℃(c)

Fig.5 SR of the ImHBPES-8 and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO composite membranes

2.4 OH-离子电导率

Fig.6 Hydroxide conductivity of the ImHBPES-8(a) and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO(b—e) composite membranesx: b. 0.25%; c. 0.50%; d. 0.75%; e. 1.00%.

图6给出ImHBPES-8膜和ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率与温度的关系曲线. 由图6可见, OH-离子电导率随温度的升高而增大, 主要原因是: (1) 膜内OH-离子的活性及OH-离子的迁移效率随着温度的升高而增大; (2) 升高温度, 聚合物分子链的活动能力增强, 为离子的传导提供了更大的自由体积[25]. ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜在80 ℃时具有最高的OH-离子电导率(79.8 mS/cm); 随着6BrIm-GO含量的进一步提高, OH-离子电导率呈现下降趋势. 这是因为相对高含量的无机纳米填料引入膜内会堵塞离子传输通道, 阻碍离子的传导, 导致AEMs的OH-离子电导率下降. 引入6BrIm-GO后, 咪唑鎓盐阳离子基团在AEMs内产生更强聚集, 形成更大尺寸的离子簇, 促进了离子传输通道的形成, 使ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜具有最高的OH-离子电导率, 所有ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率均高于ImHBPES-8膜. 尽管ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率高于大部分已报道的AEMs[26,27], 为了获得高离子电导率、 化学稳定性好且能够长期耐用的AEMs材料, 仍然需要进一步提升. 因此, 研究高支化梳型纳米复合膜材料用于APEFCs是非常有实际意义的.

2.5 机械性能

本文在完全水合状态下测试膜样品的机械性能, 采用万能材料试验机通过应力-应变曲线来表征. 表3列出ImHBPES-8膜和ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜的拉伸强度、 杨氏模量及断裂伸长率数据. 由表3可知, 随着6BrIm-GO含量(0～1.0%)的增加, AEMs的拉伸强度从14.13 MPa升高到19.74 MPa, 杨氏模量从159.64 MPa升高到652.58 MPa, 但断裂伸长率由初始的8.52%降到了3.06%, 说明6BrIm-GO的引入对膜材料的机械性能有明显的影响. 这主要是因为无机纳米填料的引入在ImHBPES-8聚合物基体与6BrIm-GO无机纳米填料之间产生界面粘接或较强的氢键相互作用[27]; 另外, ImHBPES-8聚合物侧链接枝的6BrIm柔性烷基链与GO-OH表面修饰的6BrIm柔性烷基链之间发生了一定程度的缠结. 聚合物分子链间作用力增强, 导致膜材料变脆, 复合膜的拉伸强度和杨氏模量随着6BrIm-GO含量的升高而增加, 而断裂伸长率呈现逐步下降的趋势.

Table 3 Mechanical properties of the ImHBPES-8 and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO composite membranesin in OH- form under fully hydrated state

2.6 热稳定性

在低温质子交换膜燃料电池或APEFCs中, AEMs与催化剂需要经历一个热压阶段以制备膜电极(MEA); 当MEA组装电池运行时, 电池内部会产生大量的热, 因此, 制备AEMs的材料需具有优异的热稳定性能. 图7给出ImHBPES-8膜与ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜在N2气氛围中的热失重曲线. 由图7可知, 所有膜样品均呈现2个明显的降解阶段: 第一个降解阶段在200～300 ℃之间, 归因于ImHBPES-8聚合物侧链接枝的6BrIm和GO-OH表面被修饰的6BrIm中的咪唑鎓盐阳离子基团的降解; 第二个降解阶段在300 ℃以上, 主要是由于ImHBPES-8聚合物主链发生了断裂降解. 热重分析结果表明, 所有膜样品在200 ℃之前几乎没有质量损失, 表明ImHBPES-8/x-6BrIm-GO复合膜具有良好的热稳定性, 满足APEFCs(工作温度, 20～80 ℃)的实际应用要求.

Fig.7 Thermal stability of the ImHBPES-8(a) and ImHBPES-8/x-6BrIm-GO(b—e) composite membranes under nitrogen atmospherex: b. 0.25%; c. 0.50%; d. 0.75%; e. 1.00%.

Fig.8 Alkaline stability of the ImHBPES-8(a) and ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO composite membranes(b) in a 1 mol/L KOH solution at 60 ℃ for 300 h

2.7 碱稳定性

本文将膜样品浸泡在60 ℃的1 mol/L KOH溶液中300 h, 通过测试不同时间段AEMs的OH-离子电导率, 研究ImHBPES-8膜与ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的耐碱稳定性. 图8为ImHBPES-8膜和ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率保留值与时间的关系曲线. 从图8可知, 随着时间的推移, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率呈现先急剧下降到缓慢下降至平稳的趋势. 经过300 h后, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜与ImHBPES-8膜的OH-离子电导率分别保持在初始的70%和56%以上. 膜样品的OH-离子电导率下降, 主要由于咪唑鎓盐阳离子基团在强碱性环境中发生了降解. 由于α-C位于咪唑环上的2个N原子之间, 易与OH-离子形成氢键, 导致咪唑环在C2位置很容易遭受OH-的亲核攻击而发生开环降解[28,29]. 对于ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜, 适量6BrIm-GO的引入阻碍了ImHBPES-8聚合物分子链的运动, 降低了ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的自由体积, 在某种程度上削弱了OH-离子在咪唑环C2位置上的亲核取代机率. 因此, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜相比于ImHBPES-8膜具有更好的耐碱稳定性[17,21].

3 结 论

通过Williamson反应, 在GO-OH表面接枝6BrIm, 得到了6BrIm-GO, 将其引入ImHBPES-8基体中, 经物理共混、 浇铸成膜和OH-离子交换, 制备了一系列OH-离子形式的ImHBPES-8/x-6BrIm-GO纳米复合膜. 当6BrIm-GO含量为0.75%时, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的综合性能最佳. 其拉伸强度为18.32 MPa, 相比于ImHBPES-8膜提高了22.9%, 改善了ImHBPES-8膜机械强度的不足; 此外, 6BrIm-GO的引入, 为OH-离子的传导提供了更多传输位点, 其在膜内形成明显的网络结构, 促进了离子簇的形成, 构建了高效的离子传输通道, 提高了ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜的OH-离子电导率. 80 ℃时OH-离子电导率最高达79.8 mS/cm; ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜在60 ℃的1 mol/L KOH溶液中浸泡300 h后, OH-离子电导率保留在初始的70%以上, 远高于ImHBPES-8膜(56%), 具有优异的耐碱稳定性. 以上结果表明, ImHBPES-8/0.75%-6BrIm-GO复合膜在解决ImHBPES-8膜机械强度不足问题的同时, 为提高AEMs的OH-离子电导率和碱稳定性提供了一种简单、 有效的解决思路. 因此, 该复合膜具有潜在的应用价值, 有望应用在APEFCs中.