0 引言
环氧树脂因其优异的电气性能和力学性能而广泛地应用于干式变压器、气体绝缘开关设备（Gas Insulated Switchgear, GIS）、气体绝缘输电线路（Gas Insulated Line, GIL）及电力电子功率器件封装[1-3]。随着器件功率密度、电网容量和运行电压的提升以及设备小型化需求的增长，封装材料将承受更高的温度和电场强度[4]。由于纯环氧树脂的热性能较差，且在高功率运行过程中绝缘性能下降[5]，而功率器件在运行过程中存在跳变升压，传统的环氧树脂已无法满足运行要求。因此，亟须研发高电气性能环氧树脂复合材料应用于高温强电场下运行。
纳米技术可用于开发高性能纳米复合材料[6]，通过填充高性能纳米颗粒能有效地改善环氧树脂的电气、热学及力学等多种性能[7-9]。学者发现填充低含量纳米颗粒能够显著地提升纳米复合材料的绝缘性能[10-12]，而高含量纳米掺杂易发生团聚，导致电荷积聚、电场畸变，加剧电荷输运，提高电导率，从而引起绝缘破坏，威胁功率器件安全运行[13]。为了提升纳米颗粒在基体中的分散性，通常采用表面改性试剂实现颗粒表面功能化[14]，J.J.Park 等[15]采用端接环氧硅酮对纳米二氧化硅表面进行改性，发现填充改性后的颗粒使环氧树脂的击穿强度提升了9%。S.H.Lee 等[16]采用改进的注射成型技术制备了纳米二氧化钛质量分数为2%的环氧树脂复合材料，并发现其具有优异的电气性能。表面功能化处理为环氧树脂纳米复合材料的制备提供了创新型思路，但填充量仍偏低，并且对制备工艺和操作水平要求较高[17]。等离子体可以通过辐射和离子流的形式将活性粒子作用于颗粒表面，通过引入化学基团改善材料的表面特性，进一步提升纳米颗粒在基体中的分散性[18]。
此外，高温会显著地降低空间电荷注入阈值[19]，促进电荷积聚和输运，导致试样内部电导率显著提升并加速材料老化[20]。因此，抑制高温下材料中的空间电荷积聚和输运、降低其电导率，是提升材料电气性能的关键问题之一[21]。吴锴教授团队[22]发现高温促进了环氧树脂内部的电荷积聚，而填充质量分数为1%的经硅烷偶联剂处理的纳米二氧化硅时，能抑制高温度梯度下材料中的空间电荷；填充量较高时会产生团聚，导致电气性能下降。刘鹏教授团队[23]通过对氧化石墨烯表面处理发现，处理后的氧化石墨烯进行能有效地抑制试样在高温下的空间电荷，且复合材料的空间电荷注入阈值提升。李媛媛等[24]发现利用硅烷偶联剂处理的二氧化硅能抑制高温下试样的空间电荷注入与积聚。李进等[25]发现当表面处理后的富勒烯的填充质量分数为1.2%时比填充量为0.345%时能更有效地抑制高温下试样内部的空间电荷。因此，如何提升高含量纳米颗粒掺杂在基体中的分散性，以提升复合材料的性能及纳米复合材料在高温强电场下的电荷动力学特性仍需要进一步深入研究。
本文采用介质阻挡放电产生的等离子体对纳米氧化铝颗粒进行表面处理，制备了环氧树脂/氧化铝纳米复合材料。 采用扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscopy, SEM）表征等离子体处理前后的纳米颗粒在环氧树脂复合材料中的分散性，利用改进的高温空间电荷测量系统进行空间电荷测量，采用三电极法测量试样的电导电流。通过提取特征参数对环氧树脂及其复合材料的空间电荷特性和电导特性进行深入分析，基于结果与分析提出了等离子体处理前后纳米颗粒在高温阶梯式升压下对环氧树脂复合材料电荷动力学特性的作用机理。
1 实验复合材料
1.1 试样处理与制备
本文采用双酚A 型环氧树脂（E51，中国浙江省杭州市五会港胶黏剂有限公司）作为基体，固化剂为酸酐类固化剂（甲基六氢苯酐，江苏省常州润翔化工有限公司），促进剂为2,4,6-三(二甲胺基甲基)苯酚，纳米颗粒为氧化铝（球形、粒径约为50 nm，上海麦克林生化科技有限公司），硅烷偶联剂为γ-(2,3-环氧丙氧)丙基三甲氧基硅烷。等离子体处理装置如图1 所示。将适量纳米氧化铝颗粒平铺于陶瓷板上，陶瓷板间距为1.5 mm；等离子体电源为苏曼CTP-2000K，输出电压为12 kV、频率为8 kHz；处理时间为4 min；处理温度为室温。
图1 等离子体处理装置
Fig.1 Plasma treatment device
环氧树脂/氧化铝纳米复合材料的制备流程[26]如图2 所示。将纳米氧化铝置于75%乙醇水溶液中超声分散30 min 实现羟基化；在充分反应后的混合物中加入硅烷偶联剂并放入恒温水浴中搅拌1 h 完成硅烷化；离心后在100℃下真空干燥6 h，通过研磨得到改性纳米氧化铝颗粒；随后将改性后的氧化铝颗粒加入环氧树脂中进行超声分散，分别加入固化剂和促进剂后机械搅拌30 min，放置于45℃真空干燥箱脱气1 h；然后将脱气后的溶液浇注于模具上，并分别在80℃下预固化3 h；130℃下固化3 h，冷却后即可获得试样。试样为厚度为0.2 mm 的圆片，未填充颗粒的环氧树脂记为“纯环氧”；填充纳米氧化铝质量分数为10%的环氧树脂复合材料记为“10%试样”；填充等离子体处理后纳米氧化铝的环氧树脂复合材料记为“T-10%试样”。
图2 环氧树脂/氧化铝纳米复合材料的制备流程
Fig.2 Preparation process of epoxy/alumina nanocomposites
1.2 颗粒分散性表征
本文采用扫描电子显微镜（SEM）对纳米颗粒在环氧树脂中的分散性进行表征，型号为SU8010，产自日本日立株式会社。测量电压为3 kV，分辨率为50 nm。
1.3 空间电荷测量
高温空间电荷测量装置如图3 所示，高压直流电源输出幅值为±30 kV，脉冲电源幅值为1 kV、频率为1 kHz、脉宽为5 ns。压电传感器薄膜采用偏氟-三氟乙烯共聚物（P(VDF/TrFE)），厚度为10 μm，设备测量精度为 10 C/m3 。 为防止高温下P(VDF/TrFE)失效，采用水循环冷却，阳极材质为炭黑制备的半导电层（Semiconductor, SC），阴极材质为铝（Aluminum, Al）。本文中试样空间电荷测量的温度为常温（25℃）和100℃，测量相对湿度约为20%。测量过程中先利用温度控制器对所需温度进行设定，温度稳定1 800 s 后对试样施加阶梯式升压，如图4 所示。以20 MV/m 作为梯度进行1 800 s的空间电荷测量，5 400 s 后撤压进行600 s 的空间电荷测量。
图3 高温空间电荷测量装置
Fig.3 High-temperature space charge measurement device
图4 阶梯式升压方式
Fig.4 Stepped boost protocol
1.4 电导电流测量
电导电流测量装置如图5 所示，本文采用三电极法测量试样的电导电流，测量电极和高压电极的直径分别为30 mm 和45 mm。为消除表面电流的影响，采用环状电极作为屏蔽电极。电导电流测试与空间电荷测试条件一致，测量前保持所需测量温度2 h以上，取极化最后的电导电流计算得到电导率[26]。
图5 电导电流测量装置
Fig.5 Conducting current measurement device
2 结果
2.1 纳米颗粒分散性表征
固化后纯环氧、10%试样和T-10%试样的断面扫描电镜图如图6 所示。从图6a 中可以看出，纯环氧树脂断面光滑，无明显颗粒但有轻微缝隙；而未经等离子体处理的纳米氧化铝在10%试样中出现了明显团聚，如图6b 中圆圈所示；经过等离子体处理的纳米氧化铝制备的试样中没有出现明显团聚，且纳米氧化铝均匀地分散在环氧树脂中，如图6c 所示。结果表明，等离子体处理有助于抑制高含量纳米氧化铝的团聚。
图6 试样的断面扫描电镜图
Fig.6 SEM image of the cross section of the samples
2.2 空间电荷特性
常温阶梯式升压下纯环氧的空间电荷特性如图7所示，图7a 为整个测量过程的电荷密度图，上部为阴极（Al），下部为阳极（SC），两极之间表示试样厚度，右侧表示电荷密度标度。图7b 和图7c 所示分别为极化过程中纯环氧的空间电荷密度和电场分布。从图7 中可以看出，在20 MV/m 下，与初始值相比，纯环氧阴极电荷密度峰值在1 800 s 时下降了20 C/m3，并向试样内部偏移，阴极附近积聚了大量负极性电荷，且随着极化时间的增大而增多，并向试样内部迁移。整个极化过程中阳极附近无明显空间电荷，纯环氧阴极附近电场强度由于同极性电荷积聚下降至12 MV/m。在40 MV/m 下，阴极电荷密度峰值进一步向试样内部偏移，阴极附近积聚的同极性电荷显著增多，且随着极化时间的增大而增多，并向试样内部迁移，3 600 s 时阴极电荷密度峰值为30 C/m3且电荷已经积聚至试样中部。阴极附近的电场强度下降至22 MV/m，试样内部最大电场强度为42 MV/m。在60 MV/m 下，纯环氧阴极电荷密度峰值进一步向试样内部偏移，试样内部积聚的负极性电荷显著增多，且随着极化时间的增大而增多并向阳极侧迁移，5 400 s 时阴极电荷密度峰值为55 C/m3，且负极性电荷迁移至180 μm 处。阴极附近电场强度由于同极性电荷积聚下降至40 MV/m，试样内部最大电场强度为65 MV/m，电场畸变明显。去极化过程中，阴极侧出现了正极性感应电荷，阳极侧仍以正极性电荷为主，试样内部出现了明显的负极性电荷并逐渐消散。
图7 常温阶梯式升压下纯环氧的空间电荷特性
Fig.7 Space charge characteristics of pure epoxy under stepped boost at room temperature
常温阶梯式升压下10%试样的空间电荷特性如图8 所示。在20 MV/m 下，与初始值相比，10%试样阴极侧电荷密度峰值在1 800 s 时下降了10 C/m3，并向试样内部偏移，阴极附近积聚了大量负极性电荷，且随着极化时间的增大而增多并向试样内部迁移。1 800 s 时阳极附近出现了少量负极性电荷，阴极附近电场强度为18 MV/m，而阳极附近最大电场强度为22 MV/m。在40 MV/m 下，10%试样阴极电荷密度峰值未偏移，但阴极附近积聚的同极性电荷显著增多，且随着极化时间的增大而增多，并向试样内部迁移。3 600 s 时阴极电荷密度峰值为52 C/m3，且负极性电荷积聚至试样中部，阳极附近出现了较明显的负极性电荷。此时阴极附近电场强度为36 MV/m，而阳极附近最大电场强度为42 MV/m。在60 MV/m 下，10%试样阴极附近积聚的负极性电荷随着极化时间的增大而显著增多，并向试样内部迁移，阳极附近出现了明显的负极性电荷积聚，5 400s 时阴极电荷密度峰值为75 C/m3，且负极性电荷迁移至80 μm 处。阴极附近电场强度为52 MV/m，而阳极附近最大电场强度为62 MV/m，电场畸变明显。去极化过程中，在阴极侧出现了少量的感应电荷，阳极侧出现了明显的正极性电荷，阴极附近出现了明显的负极性电荷，并随着去极化时间的增大而消散，试样内部无明显电荷。
图8 常温阶梯式升压下10%试样的空间电荷特性
Fig.8 Space charge characteristics of 10% sample under stepped boost at room temperature
常温阶梯式升压下T-10%试样的空间电荷特性如图9 所示。在20 MV/m 下，与初始值相比，T-10%试样阴极侧电荷密度峰值在1 800 s 时下降了8 C/m3，并向试样内部偏移，阴极附近积聚了部分负极性电荷。1 800 s 时阴极电荷密度峰值为28 C/m3，阴极附近电场强度为18 MV/m，而阳极侧电场强度不变。在40 MV/m 下，阴极电荷密度峰值未偏移，但阴极附近积聚的同极性电荷略有增多。3 600 s 时阴极电荷密度峰值为54 C/m3，且负极性电荷迁移缓慢，阳极附近无明显电荷。此时阴极附近电场强度为38 MV/m，而阳极附近电场保持稳定。在60 MV/m下，阴极附近积聚的负极性电荷随着极化时间的增大而增多，并向试样内部迁移，阳极附近出现了少量负极性电荷，5 400 s 时阴极电荷密度峰值为80 C/m3，且负极性电荷迁移至50 μm 处。阴极附近电场强度为56 MV/m，而阳极附近电场强度最大值为61 MV/m，电场畸变不明显。T-10%试样与10%试样的去极化过程相似，但内部电荷量较少。
图9 常温阶梯式升压下T-10%试样的空间电荷特性
Fig.9 Space charge characteristics of T-10% sample under stepped boost at room temperature
100℃阶梯式升压下纯环氧的空间电荷特性如图10 所示。在20 MV/m 下，与初始值相比，纯环氧阴极侧电荷密度峰值在1 800 s 时下降了8 C/m3，并向试样内部偏移，阴极附近出现了明显的负极性电荷积聚，并且随着极化时间的增大而增多。试样中部出现了少量的正极性电荷，1 800 s 时阴极电荷密度峰值为28 C/m3，阴极附近电场强度为18 MV/m，而试样中部电场强度最大值为21 MV/m。在40 MV/m下，纯环氧阴极附近积聚的同极性电荷显著增多，且随着极化时间的增大而增多并向试样内部迁移，试样内部出现了较为明显的正极性电荷。3 600 s 时阴极电荷密度峰值为52 C/m3，且负极性电荷迁移缓慢，阳极附近无明显电荷。此时阴极附近电场强度为36 MV/m，而试样中部电场强度最大值为42 MV/m。在60 MV/m 下，纯环氧阴极附近积聚的负极性电荷随着极化时间的增大而进一步增多，并向试样内部迁移，试样内部（110 μm 处）出现了明显的正极性电荷，5 400 s 时阴极电荷密度峰值为80 C/m3，且负极性电荷迁移至95 μm 处，阳极附近出现了较为明显的正极性电荷。阴极附近电场强度为56 MV/m，而试样中部电场强度最大值为62 MV/m。去极化过程中，在阳极侧出现了明显的正极性电荷，阴极附近出现了明显的负极性电荷，并随着去极化时间的增大而消散。
图10 100℃阶梯式升压下纯环氧的空间电荷特性
Fig.10 Space charge characteristics of pure epoxy under stepped boost at 100℃
100℃阶梯式升压下10%试样的空间电荷特性如图11 所示。在20 MV/m 下，与初始值相比，10%试样阴极附近出现了负极性电荷积聚，而阳极附近与试样内部出现了明显的正极性电荷，且正极性电荷迁移至阴极附近。阴极附近电场强度为21 MV/m而阳极附近为19 MV/m。在40 MV/m 下，10%试样阴极电荷密度峰值偏移，而阳极附近与试样内部出现了明显的正极性电荷，并向阴极侧迁移，3 600 s 时阴极电荷密度峰值为75 C/m3。此时阴极附近电场强度为45 MV/m，而阳极附近电场强度为36 MV/m。在60 MV/m 下，10%试样阴极附近积聚的负极性电荷稳定，试样内部出现的正极性电荷进一步增多，并向阴极侧迁移，5 400 s 时阴极电荷密度峰值为110 C/m3，且正极性电荷迁移至40 μm 处。阴极附近电场强度为69 MV/m，而阳极附近电场强度为50 MV/m，电场畸变明显。去极化过程中，阳极侧出现了明显的正极性电荷，而阴极附近出现了明显的负极性电荷，并随着去极化时间的增大缓慢消散，试样内部有少量正极性电荷。
图11 100℃阶梯式升压下10%试样的空间电荷特性
Fig.11 Space charge characteristics of 10% sample under stepped boost at 100℃
100℃阶梯式升压下T-10%试样的空间电荷特性如图12 所示。在20 MV/m 下，与初始值相比，T-10%试样阴极侧电荷密度峰值在 1 800 s 时为30 C/m3，比初始时降低了5 C/m3，阴极附近出现了明显的负极性电荷积聚，且随着极化时间的增大而增多，而在阳极附近与试样内部无明显电荷积聚。阴极附近电场强度为16 MV/m，而阳极附近电场强度不变。在40 MV/m 下，T-10%试样阴极附近积聚的同极性电荷增多，阳极附近出现了少量的正极性电荷，3 600 s 时阴极电荷密度峰值为60 C/m3。此时阴极附近电场强度为36 MV/m，试样中部电场强度仍为40 MV/m。在60 MV/m 下，T-10%试样阴极附近积聚的负极性电荷有所降低，而阳极附近的正极性电荷增多，并向阴极迁移，5 400s 时阴极电荷密度峰值为90 C/m3。阴极附近电场强度为56 MV/m，而试样中部电场强度仍为60 MV/m，电场分布比较稳定。去极化过程中，阳极侧出现了明显的正极性电荷，而阴极附近出现了少量的正极性电荷，试样内部出现了少量的负极性电荷并迅速消散。
图12 100℃阶梯式升压下T-10%试样的空间电荷特性
Fig.12 Space charge characteristics of T-10% sample under stepped boost at 100℃
2.3 电导率
不同温度下试样的电导率随电场强度的变化如图13 所示。图13a 表明常温下试样的电导率随着电场强度的升高近似线性升高，其中10%试样的电导率始终高于纯环氧和T-10%试样。在20 MV/m 时纯环氧的电导率最低，为1.6×10-15 S/m，T-10%试样的电导率与纯环氧相近。60 MV/m 下10%试样的电导率最高，为5.8×10-15 S/m，此时T-10%试样的电导率最低，为2.3×10-15 S/m。结果表明，在常温下三种试样的电导率随电场强度的变化不明显，始终在同一个数量级，而等离子体处理后的试样电导率显著降低。图13b 表明在100℃下三种试样的电导率显著升高，试样的电导率随着电场强度的升高而升高，10%试样的电导率仍始终最高。在20 MV/m 时，纯环氧和T-10%试样的电导率基本相同，为7×10-14 S/m，比常温时提升了1 个数量级；而10%试样的电导率提升了2 个数量级。在60MV/m 时，10%试样的电导率为1.3×10-13 S/m，比常温时提升了近3 个数量级。结果表明，T-10%试样始终保持最低的电导率，且在不同温度下电导率随电场强度呈近似线性的关系，高温对试样电导率的提升效果明显。等离子体处理后，试样电导率显著降低并在高温下保持稳定。
图13 不同温度下试样的电导率随电场强度的变化
Fig.13 Variations of conductivity of the samples with electric field at different temperatures
3 分析与讨论
为了定量分析试样内部的电荷积聚量，计算了不同温度下试样内部电荷量随时间的变化规律[26]，如图14 所示。从图14a 中可以看出，常温下10%试样内部电荷量最高，而T-10%试样电荷量最低。三种试样的初始电荷量基本相同，随着电场强度升高电荷量差异明显，且极化过程中纯环氧和10%试样的电荷量随着时间的增大而增大，而 T-10%试样的电荷量保持稳定，5 400 s 时纯环氧、10%试样和T-10%试样的电荷量分别为73 nC、76 nC 和61 nC；去极化过程中三种试样的电荷量衰减曲线基本一致。结果表明，极化过程中电荷不断从电极注入纯环氧和10%试样，而T-10%试样的电荷注入不明显。图14b 所示为100℃下试样的电荷量随时间的变化，与常温相比，在20 MV/m 下三种试样的电荷量略有增大且差异不明显，但在40 MV/m 和60 MV/m 下三种试样的电荷量和电荷量差值明显增大。相同电场强度下10%试样的电荷量波动明显且随极化时间的增大而增大，而T-10%试样的电荷量较为稳定且缓慢增大。5 400 s 时纯环氧、10%试样和T-10%试样的电荷量分别为80 nC、89 nC 和71 nC。去极化过程中，纯环氧的电荷衰减最慢，而T-10%试样的电荷衰减最明显。结果表明，高温促进了试样内部电荷的注入，高温阶梯式升压下10%试样内部的复合作用显著，而等离子处理后的纳米颗粒能有效地抑制纳米复合材料内电荷量的增长。
图14 不同温度下试样电荷量随时间的变化
Fig.14 Variations of charge amount of the samples with the time at different temperatures
不同温度下试样的电荷特征量随电场强度的变化情况如图15 所示，图中点表示不同电场强度下试样的电荷量初始值，柱状表示不同电场强度下极化1 800 s 后电荷量的增量。从图15a 中可以看出，在常温20 MV/m 下，三种试样的初始电荷量基本相同，随着电场强度的增大，初始电荷量线性增大且差异明显。对不同电场强度下三种试样的初始电荷量进行拟合分析发现，纯环氧的斜率最大，为0.012；而T-10%试样的斜率，最小为0.010。而在极化1 800 s后，10%试样的电荷量增量始终最大，且与纯环氧差异较小，而T-10%试样的电荷量增量最小，且随着电场强度的提升增长不明显。图15b 表明在100℃下，三种试样的斜率都有所提升，尤其10%试样的斜率最大。60 MV/m 下，10%试样的初始电荷量明显高于其他试样，且极化后的电荷量增量最高；而T-10%试样的电荷量增量始终最低且保持相对稳定。结果表明，高温阶梯式升压下10%试样对高温和强电场敏感，而等离子处理后制备的纳米复合材料可保持良好的稳定性。
图15 不同温度下试样电荷量随电场强度的变化
Fig.15 Variations of characteristic charge parameters of the samples with the electric field at different temperatures
基于空间电荷限制电流[27]计算出的不同温度下载流子视在迁移率随电场强度的变化规律如图16 所示。常温下三种试样的载流子视在迁移率随着电场强度的增大而减小，10%试样的载流子视在迁移率明显高于纯环氧和T-10%试样，如图16a 所示。在100℃下试样的载流子视在迁移率明显提升，且10%试样与纯环氧、T-10%试样的载流子视在迁移率的差异更加明显。纯环氧和T-10%试样的载流子视在迁移率随着电场强度的增大缓慢减小，而在60 MV/m 时，10%试样的载流子视在迁移率明显增大，正负电荷复合作用显著增强。结果表明，等离子体处理后制备的试样的载流子视在迁移率对高温和强电场都不敏感，且在高温阶梯式升压下抑制了载流子迁移，降低了复合材料的电导率。
图16 不同温度下载流子视在迁移率随电场强度的变化
Fig.16 Variations of carrier apparent mobility of the samples with the electric field at different temperatures
基于阿伦尼乌斯方程[27]计算的不同电场强度下试样的电导活化能见表1。从表中可以看出，纯环氧和 T-10%试样的电导活化能明显低于 10%试样，且随着电场强度的升高而缓慢提升；而10%试样的电导活化能在60 MV/m 时提升至0.71 eV。
表1 不同电场强度下试样的电导活化能
Tab.1 Conducting activation energy of samples under different electric fields
电场强度/(MV/m)电导活化能/eV纯环氧 10%试样 T-10%试样20 0.48 0.61 0.47 40 0.49 0.63 0.49 60 0.51 0.71 0.52
100℃下，极化5 400 s 时三种试样都出现了正空间电荷分布，而室温下没有出现正空间电荷。结果表明，高温强电场明显降低了阳极电荷的注入阈值，而纳米颗粒的分散性对阈值影响显著。分散性较好的纳米颗粒能有效地提升高温强电场下空间电荷的注入阈值。基于实验结果，等离子体处理后颗粒在环氧树脂基体中分散性较好，一方面是由于等离子体能有效地钝化纳米氧化铝颗粒表面，使颗粒表面粗糙，提升颗粒与环氧树脂基体的相容性[28]；另一方面，等离子体能使纳米氧化铝颗粒表面羟基化，基于T.Tanaka 提出的“多核模型”[29]，在硅烷偶联剂表面改性时能进一步提升硅烷基团在纳米颗粒键合层的附着力，提高偶联剂硅烷化效率。同时，等离子体使颗粒表面带有一定的电荷，能有效地提升颗粒之间的作用力，从而提高颗粒的分散性[30]。基于肖特基势垒方程[31]，假设纯环氧树脂中电荷注入初始势垒为Φ0，采用硅烷偶联剂处理的纳米氧化铝使电荷注入势垒提升了ΔΦf′，纳米氮化铝含量较高时会出现明显的团聚现象，而从电极注入的电荷由于颗粒团聚造成空间电荷积聚，而且重叠的界面效应会促进正负电荷的复合并释放能量，提升载流子迁移率从而增大电导。在高温阶梯式升压下，电荷注入的势垒会降低ΔΦT，且高温强电场会显著地提升电荷载流子的迁移率，并进一步促进正负电荷的复合作用。而等离子体处理后的纳米氧化铝颗粒均匀地分散在环氧基体内，电荷注入势垒提升至ΔΦf，电荷不易从电极侧注入而发生空间电荷积聚。且由于纳米颗粒均匀分散，抑制了电荷输运，使电荷主要积聚在电极附近而难以向试样内部迁移，从而降低了电荷载流子的迁移率，降低了电导率。在高温阶梯式升压下，电荷的注入势垒会降低 ΔΦT，但由于纳米氧化铝本身电气性能优异且分布均匀，在高温下对电荷输运仍有明显的抑制作用，且处理后的纳米颗粒表面粗糙，会增大电荷在界面区域的迁移距离，降低电荷迁移的能量，从而降低试样的电导率，提升了环氧树脂复合材料在高温阶梯式升压下的电气性能。高温阶梯式升压下等离子体处理前后颗粒对环氧树脂电荷动力学特性的作用机理如图17 所示。当前提出的作用机理是基于结果和理论模型而提出的定性分析，今后的研究会通过量子化学计算或分子动力学对所提出的机理进行定量分析。
图17 高温阶梯式升压下等离子处理前后颗粒对环氧树脂电荷动力学特性的作用机理
Fig.17 Effect mechanism of particles on the charge dynamics of epoxy resin with/without plasma treatment under stepped boost at high temperature
4 结论
本文采用等离子体处理了纳米氧化铝颗粒并制备了环氧树脂/氧化铝纳米复合材料，研究了等离子体处理前后制备试样在高温阶梯式升压下的空间电荷特性与电导特性，基于实验结果提出了等离子体处理前后颗粒在高温阶梯式升压下对环氧树脂空间电荷动力学的作用机理，结论如下：
1）等离子体处理抑制了高含量纳米氧化铝的团聚。
2）高温阶梯式升压下试样的电荷特性差异化显著，10%试样的电导率提高了近3 个数量级，T-10%试样始终保持最低的电导率，且在不同温度下电导率与电场强度呈近似线性的关系。
3）等离子体处理后制备的纳米复合材料能有效地抑制高温阶梯式升压下内部电荷量增长、电场畸变及电荷的输运，其载流子视在迁移率对高温和强电场都不敏感。
4）等离子体处理后的颗粒提高了电荷注入阈值，降低了环氧树脂复合材料的载流子迁移率和电导活化能，从而降低了复合材料的电导率，提升了环氧树脂复合材料在高温阶梯式升压下的电气性能。
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