碗状C@FeS2@NC复合材料的制备及其电化学性能

锂离子电池的能量密度高、寿命长和环境友好，广泛用于电子、新能源汽车和电化学储能等领域[1~4] 石墨是主流商用锂离子电池的负极材料，虽然其稳定性较高但是比容量较低，不能用于制备高能量密度锂离子电池 因此，寻找高性能锂离子电池负极材料是当务之急[5]

过渡金属硫化物丰富的氧化态可产生可逆氧化还原反应，使其理论容量较高，是极有前景的高性能锂离子电池负极材料 但是过渡金属硫化物的电导率较低，在锂离子电池充放电过程中较大的体积变化使其结构粉碎，导致容量衰减和循环稳定性降低[6] 为了解决上述问题，可设计具有高比表面积的纳米结构，从而缩短锂离子的传输长度[7] 将过渡金属硫化物与高导电材料(如石墨烯、非晶碳、碳纳米管和导电聚合物等)复合，可提高其导电性[8~12] FeS2的氧化态可产生可逆氧化还原反应，其理论容量高达894 mAh·g-1[13] 鉴于此，本文用原位聚合-高温碳化-溶剂热反应-多巴胺包覆-高温硫化-NaOH刻蚀一系列组合工艺制备碗状C@FeS2@NC复合材料，研究其作为锂离子电池负极材料的电化学性能

1 实验方法1.1 SiO2@RF(酚醛树脂)前驱体的制备

采用改良的St?ber法[14]制备SiO2@RF复合微球前驱体 依次将140 mL无水乙醇、20 mL去离子水和6 mL氨水(25%，质量分数)转移到500 mL三颈烧瓶中，缓慢加入6.92 mL TEOS后磁力搅拌2 h使溶液变为乳白色 再加入0.8 g的间苯二酚和1.12 mL的甲醛(38%，质量分数)，继续搅拌24 h 反应结束后溶液变为淡粉色，将其离心分离并将所得产物依次水洗和醇洗数次，再在70℃的烘箱中干燥10 h，将产物标记为SiO2@RF

1.2 SiO2@C@Fe-G(铁基醇盐)微球的制备

将1.5 g的SiO2@RF在800℃的管式炉中(氩气保护)煅烧5 h(升温速率3℃/min)，冷却到室温后得到黑色粉末SiO2@C 将80 mL异丙醇和15 mL丙三醇转移到容积为250 mL的三颈烧瓶中机械搅拌5 min 再将200 mg 的Fe(NO3)3·9H2O和365 mg的SiO2@C依次加入到溶液中，在超声辅助下继续搅拌30 min 最后，将混合后的悬浮液倒入容积为100 mL的特氟龙内衬高压反应釜中，在190℃的高温烘箱中持续反应12 h 冷却至室温后对釜底沉积产物进行离心分离，将所得产物分别水洗和醇洗数次后在70℃的烘箱中干燥10 h，将产物标记为SiO2@C@Fe-G

1.3 碗状C@FeS2@NC复合材料的制备

将150 mg的SiO2@C@Fe-G均匀分散在100 mL的Tris缓冲液(10 mol/L)中并超声处理30 min，然后在此悬浮液中加入20 mg盐酸多巴胺并在室温下持续搅拌6 h 搅拌结束后，将悬浮液抽滤并将黑色产物水洗和干燥，即得到SiO2@C@Fe-G@PDA

将300 mg的SiO2@C@Fe-G@PDA与900 mg硫粉在玛瑙研钵中充分混合后研磨5 min，然后将其在350℃管式炉中(氩气保护)煅烧4 h(升温速率2℃/min)，冷却后得到SiO2@C@FeS2@NC 最后，将SiO2@C@FeS2@NC置于NaOH(3 mol/L)溶液中刻蚀12 h以除去SiO2，将对应的最终产物标记为C@FeS2@NC 具体制备过程，如图1所示 在上述过程中不进行PDA包覆，即可制备出C@FeS2以进行对比

图1



图1制备碗状C@FeS2@NC复合材料的示意图

Fig.1Schematic illustration for the preparation of bowl-shaped C@FeS2@NC composites

1.4 性能表征

用Smartlab 9kw 型X射线衍射仪表征样品的晶体结构，X射线源为Cu靶，设定的电流为45 mA,电压为200 kV，扫描范围和速度分别为10°~80°，8 (°)/min；用ESCALAB 250Xi型X射线光电子能谱仪(XPS)分析样品表面的化学成分；用ASAP2020HD88型比表面积及孔径分析仪对材料的比表面积和孔径进行测试；用Gemini SEM 300型扫描电镜和Tecenai G2 F30型透射电镜表征材料的形貌、结构和元素分布

依次将制备好的活性材料、导电剂(乙炔黑)、粘结剂(PVDF/NMP，0.025 g/mL)按7∶2∶1的质量比混合后滴入几滴NMP溶液，磁力搅拌12 h使浆料呈粘稠状，然后均匀涂覆在铜箔表面并置于120℃的真空烘箱干燥12 h 用切片机裁剪出尺寸为12 mm的极片，标号并记录相应质量以便计算对应电池的活性物质质量 用CHI660E电化学工作站进行循环伏安测试(CV)和阻抗(EIS)测试 用LADN电池测试系统进行充放电循环测试 CV测试的电压区间为0.01~3.0 V，扫描速度为0.1 mV/s，EIS测试的初始电压为开路电压，低频为0.01 Hz，高频为105 Hz，扰动振幅为5 mV

2 结果和讨论2.1 物相结构和组成

图2a给出了碗状C@FeS2@NC复合材料的XRD谱，谱中出现的特征峰很好地对应了标准的FeS2特征峰 在28.4°、32.9°、37.0°、40.7°、47.4°、56.2°和64.3°处的特征峰位分别对应FeS2(JCPDS No. 42-1340)的(111)、(200)、(210)、(211)、(220)、(311)和(321)晶面，证明FeS2存在于材料中[15, 16] 在XRD谱中未看到SiO2及C的特征峰，表明SiO2已经被完全刻蚀，并且材料中的碳多以无定形碳的形式存在 为了进一步研究材料中的碳结构，测试了C@FeS2@NC复合材料的拉曼光谱，如图2b所示 在谱中1340 cm-1附近和1590 cm-1附近分别出现了两个明显的峰，分别对应碳材料的D带和G带两个拉曼峰，表明样品中存在碳成分 D带主要与内部结构缺陷或无序引入的拉曼散射有关，而G带则是碳环或长链中sp2杂化碳原子的伸缩运动产生的[17~20] 可用ID/IG评估碳材料的无序程度，ID/IG越大表明材料中的无定形碳或无序碳越多 计算结果表明，内层C和C@FeS2@NC复合材料的ID/IG分别为0.96和1.26，表明随着Fe元素和NC的引入材料的石墨化程度降低 结合XRD分析可见，C@FeS2@NC复合材料中的碳存在大量的拓扑缺陷和无序度，有利于锂的存储[21]

图2



图2C@FeS2@NC的XRD谱和拉曼谱

Fig.2XRD patterns (a) and Raman spectra (b) of C@FeS2@NC

图3给出了碗状C@FeS2@NC复合材料的氮气吸附-脱附等温线和孔径分布曲线 可以看出，吸附脱附曲线为典型的IV型曲线，比表面积高达70.67 m2·g-1 回滞环的类型为H3型，其位置与孔径有关，分布范围与孔径的分布有关 回滞环闭合位置对应的相对压力越小，表明材料中的孔径越小；回滞环对应的相对压力范围越大，表明孔径大小分布也较大 在相对压力P/P0为0.43处C@FeS2@NC复合材料的回滞环发生了闭合 结合插图可见，C@FeS2@NC复合材料的孔径集中于10 nm，属于中孔范围 因此，碗状结构多孔且比表面积较大，这种独特的结构能提供较多的活性点位，缩短Li+和电子的传输路径，使FeS2颗粒与电解液充分接触；还能有效缓解充放电产生的体积变化 这些特点极大地提高了锂离子电池的电化学性能

图3



图3C@FeS2@NC样品的氮气吸附-脱附等温线和孔径分布曲线

Fig.3Nitrogen adsorption-desorption isotherms and the pore size distribution curve of the C@FeS2@NC sample

测试XPS谱，进一步研究了C@FeS2@NC复合材料表面的化学组分和价态 图4a给出了C@FeS2@NC复合材料的全谱，其中的特征峰依次对应Fe、O、N、C、S五种元素 对主要元素的XPS高分辨谱进行了分峰拟合 从Fe 2p高分辨率谱(图4b)可见，位于713.6和720.6 eV处的两个峰分别对应Fe2+ 2p3/2和Fe2+ 2p1/2，而710.8和726.1 eV处的峰则与C@FeS2@NC复合材料表面氧化产生的Fe3+有关，716.7 eV处的峰属于卫星峰[16, 22] 在S 2p XPS谱(图4c)中，位于163.8和165.0 eV处的两个特征峰分别对应S 2p3/2和S 2p1/2，表明C@FeS2@NC复合材料中存在S-S键，而168.6 eV处出现的特征峰与C@FeS2@NC复合材料表面氧化产生的S-O键有关[23, 24] C 1s XPS谱(图4d)可拟合为284.7、285.5和288.6 eV三个特征峰，分别对应C-C、C-N和C-O键[25] 在N 1s高分辨率谱(图4e)中出现三个拟合峰，分别对应吡啶N(398.9 eV)、吡咯N(400.3 eV)和石墨N(401.6 eV)，进一步证明多巴胺转变为NC[15, 26] 吡啶氮的活性较高，可提高材料的电导率，还能促进Li+与电极的相互作用，产生更多的缺陷有助于Li+更好的吸附

图4



图4C@FeS2@NC的XPS全谱图、Fe 2p高分辨率谱、S 2p高分辨率谱、C 1s高分辨率谱和N 1s高分辨率谱

Fig.4XPS survey (a), Fe 2p (b), S 2p (c), C 1s (d) and N 1s high resolution spectrum (e) of C@FeS2@NC

2.2 微观形貌

图5给出了SiO2@RF、SiO2@C、SiO2@C@Fe-G、SiO2@C@Fe-G@PDA、SiO2@C@FeS2@NC和碗状C@FeS2@NC的扫描电镜(SEM)照片 从如图5a可见，所制备的SiO2@RF微球大小均匀、表面光滑 微球的分散良好，未发生团聚，与反应溶液浓度的控制有关 从图5b可见，高温煅烧后SiO2表面的酚醛树脂转变为碳层，形貌与未煅烧前基本一致，只是直径略微缩小约为566 nm 用溶剂热法在SiO2@C表面包覆一层Fe-G(图5c)，可见大部分微球表面变得粗糙，表明Fe-G已经包覆在了大部分微球表面 Fe-G的生成，是异质成核和自模板演化过程[27~29] 在异丙醇(IPA)和丙三醇共存的条件下铁离子先与IPA分子配位，然后均匀地生长在Co-G微球表面 随着反应的进行，Fe-IPA层逐渐转变为热力学更稳定的Fe-G 在多巴胺包覆的过程中，氢键的作用使多巴胺很容易包覆到微球表面 从图5d、e可见，微球表面有较多的块状颗粒，进一步证明多巴胺已成功包覆 图5f、g给出了SiO2@C@Fe-G@PDA高温硫化后的形貌 可以看出，与硫化前相比形貌没有明显的变化 从图5h、i可见，用NaOH溶液刻蚀已成功地制备出碗状C@FeS2@NC材料 形成这种独特结构的原因是：在高温煅烧及后续的高温硫化的过程中，酚醛树脂和多巴胺热解产生一些气体，压力高到一定程度这些气体就从系统中逸出 压力冲击和气体产物的释放使碳壳中产生了大量的孔隙，大大地降低了碳壳的强度 在SiO2的刻蚀过程中Si-O-C化学键的破坏使界面张力降低 随着碳壳的不断收缩，高孔隙率的中空碳骨架难以承受收缩力而断裂成两个半球形碗状结构[23, 30] 进一步观察碗状C@FeS2@NC，可见其内表面与外表面有大量的固体颗粒 这些颗粒是NC包覆的FeS2颗粒

图5



图5SiO2@RF、SiO2@C、SiO2@C@Fe-G、SiO2@C@Fe-G@PDA不同放大倍数的SEM照片、SiO2@C@FeS2@NC不同放大倍数的SEM照片以及碗状C@FeS2@NC不同放大倍数的SEM照片

Fig.5SEM images of SiO2@RF (a), SiO2@C (b), SiO2@C@Fe-G (c),and SEM images of SiO2@C@Fe-G@PDA (d, e), SiO2@C@FeS2@NC (h, i) and bowl-shaped C@FeS2@NC with different magnifications (f, g)

图6a给出了SiO2@RF的透射电镜(TEM)照片，可见SiO2@RF微球为实心结构，直径约为570 nm 还可以看出，SiO2微球表面包覆了一层均匀的酚醛树脂，其厚度约为12 nm，表明用硬模板法可合成具有核壳结构的SiO2@RF前驱体 图6b、c清晰地显示出碗状结构以及表面的FeS2颗粒 从图6c可见，SiO2模板已经完全刻蚀，FeS2颗粒在碗状结构内外表面均有分布，其大小约为15 nm 碗状结构的最外层颜色较浅，为多巴胺高温煅烧后转变的NC层，可见大部分FeS2颗粒包覆在NC层内 这种状态能抑制充放电过程中FeS2颗粒的脱落或聚集，可提高锂离子电池的循环稳定性 从高分辨率TEM(图6d)照片可见晶格条纹，测量结果表明晶格间距为0.22 nm，对应FeS2的(211)晶面 这进一步证明了FeS2的存在，与XRD谱的结果一致 图6e给出了C@FeS2@NC的高角度环形暗场扫描透射电子显微镜图像和EDX元素面分布图 可以看出，Fe、S、C、N四种元素均匀分布在整个碗状结构中，各组分占比列于表1，其中C元素的质量占比为54.86%

图6



图6SiO2@RF的TEM照片、碗状C@FeS2@NC不同放大倍数的TEM照片、碗状C@FeS2@NC的HRTEM图，以及碗状C@FeS2@NC对应的元素面分布

Fig.6TEM image of SiO2@RF (a), TEM images of bowl-shaped C@FeS2@NC with different magnifications (b, c), HRTEM image of bowl-shaped C@FeS2@NC (d), and corresponding EDX elemental mapping images of bowl-shaped C@FeS2@NC (e)

Table 1

表1

表1C@FeS2@NC各组分的含量(质量分数，%)

Table 1Contents of each component of C@FeS2@NC (mass fraction, %)

Elements	C	N	O	S	Fe	Cu
Contents	54.86	10.86	6.36	9.51	4.32	14.06

2.3 电化学性能

用循环伏安法表征了C@FeS2@NC复合材料的电化学性能 图7给出了C@FeS2@NC在0.01~3.0 V(vs. Li+/Li)电压窗口下前三个循环的CV曲线 在第一条阴极曲线0.71 V处出现的宽峰，主要是电极表面形成的固体电解质界面膜(SEI)造成的[31, 32] 这种界面膜的生成是不可逆的，在后续的循环中对应的阴极峰也消失了 其中在1.48和1.82 V出现的两个阴极峰代表Li+嵌入了FeS2层间，分别生成了Li2FeS2和Fe/Li2S(反应式(1)和 式(2)) 在第一条阳极曲线出现了俩个阳极峰，分别位于1.95和2.38 V，代表Li+脱出并生成了Li2FeS2(反应式(3))和FeS y /S(反应式(4)和(5))[32] 在随后的2圈循环过程中，FeS2对应的阴极峰移到了1.39和1.55 V表明生成了Li2FeS2(反应式(6)和Fe/Li2S(反应式(7))[15]，而2.38 V处的阳极峰也转移到了2.55 V 阴极峰与阳极峰发生偏移主要原因有：第一，在Li+脱嵌过程中生成了Li2S和S，导致了不可逆相变 第二，S与不稳定的FeS y 发生了复杂的化学反应 此外，第二圈和第三圈曲线基本重合，表明C@FeS2@NC电极表面的SEI膜已经稳定，进一步证明C@FeS2@NC具有优异的循环稳定性和可逆性 内外双层碳很好地保护了FeS2颗粒，最大程度地避免了与电解液的直接接触 碗状结构提供的较大比表面积，也增大了活性材料与电解液的接触面积

FeS2+2Li++2e-→Li2FeS2

(1)

Li2FeS2+2Li++2e-→Fe+2Li2S

(2)

Fe+2Li2S→Li2FeS2+2Li++2e-

(3)

Li2FeS2→Li2-xFeS2+xLi++xe-

(4)

Li2-xFeS2→FeSy+(2-y)S+(2-x)Li++(2-x)e-

(5)

FeSy+(2-y)S+2Li++2e-→Li2FeS2

(6)

Li2FeS2+2Li++2e-→Fe+2Li2S

(7)

图7



图7C@FeS2@NC在0.1 mV·s-1扫描速率下的CV曲线

Fig.7CV curves of C@FeS2@NC at a scan rate of 0.1 mV·s-1

用恒流充放电法在0.2 A·g-1电流密度下测试了C@FeS2@NC复合材料材料的电化学性能 图8a给出了C@FeS2@NC电极在0.01~3 V窗口电压下的第1圈、第2圈、第5圈和第50圈的充放电曲线 在第一圈充放电过程中，C@FeS2@NC复合材料的放电比容量和充电比容量分别达到了954.3 mAh·g-1和847.2 mAh·g-1，对应的首圈库伦效率(CE)为88.78% 电池的首圈库伦效率较低，其原因是电解质的还原分解、SEI膜的形成以及锂离子与PDA衍生碳的剩余官能团发生了副反应[24] 在随后的第2圈、5圈和50圈充放电过程中，C@FeS2@NC复合材料表现出极好的循环稳定性，放电比容量依次为868.4、882.7和871.3 mAh·g-1，对应的CE分别高达96.9%、97.3%和99.1%，电池的比容量没有明显衰减甚至还小幅上升，可能与活性材料的进一步活化有关 图8b给出了C@FeS2@NC电极在0.2 A·g-1电流密度下循环了100圈的短循环性能图 可以看出，该电池具有较高的比容量和优异的循环稳定性，循环100圈后放电比容量依旧稳定维持在793.8 mAh·g-1 尽管首次库伦效率不到90%，但是在随后循环过程中迅速上涨，第2圈以后便稳定在98%以上

图8



图8碗状C@FeS2@NC复合材料的电化学性能

Fig.8Electrochemical performance of bowl-shaped C@FeS2@NC composites (a) the discharge-charge voltage profiles at a current of 0.2 A·g-1, (b) cycling performance and coulombic efficiency at a current of 0.2 A·g-1, (c) rate performance and (d) the corresponding discharge-charge curves at different current densities

倍率性能是衡量锂离子电池性能的重要指标之一 为了表明C@FeS2@NC良好的电化学性能得益于其结构优势，测试了C@FeS2复合材料的倍率性能 图8c给出了用C@FeS2@NC和C@FeS2复合材料制成的电极在不同电流密度下的倍率性能 在测试过程中，依次在每一个电流密度下充放电循环10圈，最后再回到0.1 A·g-1循环20圈 随着电流密度按梯度从0.1 A·g-1递增到0.2、0.5、1、2、5 A·g-1时，对应的平均比容量分别从914.3 mAh·g-1下降到839.1、689.5、550.0、406.3和213.6 mAh·g-1 当电流密度恢复到0.1 A·g-1时比容量恢复到900.0 mAh·g-1，表明C@FeS2@NC电极材料具有良好的可逆性 但是， C@FeS2电极材料的倍率性能较差 无论在哪个电流密度下其比容量均低于C@FeS2@NC电极材料 电流密度达到5 A·g-1时其对应的比容量只能维持在100 mAh·g-1左右，进一步凸显出碗状C@FeS2@NC复合材料结构的优势 图8d给出了不同电流密度下的恒流充放电曲线，其结果与倍率性能图相符，进一步证明由C@FeS2@NC复合材料制备的锂离子电池具有极佳的倍率性能

图9给出了在1 A·g-1电流密度下C@FeS2@NC和C@FeS2电极材料循环500圈的长循环性能 可以看出，C@FeS2@NC电极材料有着稳定的循环表现，首圈的放电比容量和充电比容量分别为1108.8和850 mAh·g-1，对应的CE仅有76.7%，但在循环20圈后CE便超过了95%，之后稳定在99%以上 在前34圈电池的比容量逐步衰减到了388.8 mAh·g-1，随后便快速上升，在200圈比容量达到了最高值868.8 mAh·g-1 随后从251圈到500圈比容量略微降低，最终稳定在642 mAh·g-1，表现出良好的储锂性能和循环稳定性 其中比容量先下降后上升的原因是，在循环过程中可逆地形成某种聚合物凝胶状膜、电解液渗透到碗状结构内腔中进一步激活了活性材料以及金属对SEI膜部分成分进行了电催化 独特的结构是材料具有良好电化学性能的重要原因 为了验证此结论，在相同条件下对C@FeS2电极材料进行长循环性能测试 C@FeS2电极材料对应的比容量始终低于C@FeS2@NC电极材料 图10a给出了C@FeS2@NC在1 A·g-1电流密度下循环500次后的SEM照片 可以看出，绝大多数碗状结构很好地保持了原有形貌，表明这种结构具有极强的稳定性，能有效消除体积变化造成的结构粉碎

图9



图9C@FeS2@NC和CoS2@FeS2在1 A·g-1电流密度下的长循环性能和库伦效率

Fig.9Long-cycle performance and coulombic efficiency of C@FeS2@NC and CoS2@FeS2 at a current of 1 A·g-1

图10



图10C@FeS2@NC在1 A·g-1电流密度下循环500次后的SEM图以及 C@FeS2@NC和C@FeS2在1.2 V下循环3次后的EIS谱

Fig.10SEM image of C@FeS2@NC after 500 cycles at 1 A·g-1 current density (a) and EIS spectra of C@FeS2@NC and C@FeS2 after 3 cycles at 1.2 V (b)

对比结果表明，C@FeS2@NC电极材料的倍率性能及长循环性能均优于C@FeS2电极材料 其原因是，NC层的包覆不仅提高了复合材料的导电性，还能避免金属硫化物与电解液直接接触，抑制了多硫化物的溶解

图10b给出了C@FeS2@NC和C@FeS2复合材料在1.2 V下循环3次后处于满充电状态的交流阻抗谱 Nyquist图由半圆和斜线组成，其中高频区的半圆反映电解质和电极材料之间的电荷转移电阻，而低频区的斜线对应了Li+的扩散阻抗[8] 利用等效电路进行拟合，RS表示电池内阻，RCT表示电荷转移内阻，CPE受双层电容恒定组成的影响，ZW代表Warburg阻抗 C@FeS2@NC和C@FeS2电极材料的RCT分别为210.7和497.2 Ω·cm2，表明C@FeS2@NC具有更好的电化学反应动力学和更快的电荷转移速度 C@FeS2@NC电极在低频区的斜直线更陡，表明该电极的Li+电导率更好，在充放电过程中更有利于Li+和电子的转移 碗状C@FeS2@NC电极材料的优异电化学性能与其自身独特结构有密切的关系

3 结论

采用硬模板法可制备碗状C@FeS2@NC复合材料 NC层包覆能提高材料的导电性，使其作为锂离子电池负极材料具有更高的比容量和更稳定的循环性能 在较高的1 A·g-1电流密度下500圈循环后放电比容量可稳定在642 mAh·g-1，远高于目前商用石墨负极的理论容量(372 mAh·g-1)

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Preparation and lithium storage performance of rice-like core-shell FeS2/C nanoparticles

[J]. CIESC J., 2021, 72: 2849

[本文引用: 1]

夏 青, 徐宇兴, 周运成 等.

核壳结构米粒状FeS2/C纳米材料制备及储锂性能研究

[J]. 化工学报, 2021, 72: 2849

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Zhang H W, Noonan O, Huang X D, et al.

Surfactant-free assembly of mesoporous carbon hollow spheres with large tunable pore sizes

[J]. ACS Nano, 2016, 10: 4579

DOIPMID [本文引用: 1] " />

Low intrinsic conductivity and large volume expansion seriously restrict the efficient lithium storage performance of metal sulfides. Here, we fabricate a hybrid material of NiS nanoparticles/carbon nanohelmets (NiS/CNHs) to address the above issues. As an anode material in lithium-ion batteries, NiS/CNHs exhibit excellent cycling stability (490 mA h g after 3000 cycles at 5 A g) and rate properties (412 mA h g at 10 A g), outperforming other NiS -based anode materials. These remarkable performances originate from the three-dimensional helmet-like integrated architecture of NiS/CNHs, which reduces the electrode resistance due to the tight combination between NiS and CNHs, provides efficient diffusion paths for the electrolyte and Li owing to the amorphous nanoporous carbon structure, and significantly mitigates the aggregation and buffers the large volumetric expansion of NiS nanoparticles upon long-term cycling thanks to the open three-dimensional architecture and well-dispersed NiS nanoparticles on it.This journal is ? The Royal Society of Chemistry.

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Lin Y M, Qiu Z Z, Li D Z, et al.

NiS2@CoS2 nanocrystals encapsulated in N-doped carbon nanocubes for high performance lithium/sodium ion batteries

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Guo D, Yuan H R, Wang X C, et al.

Urchin-like amorphous nitrogen-doped carbon nanotubes encapsulated with transition-metal-alloy@graphene core@shell nanoparticles for microwave energy attenuation

[J]. ACS Appl. Mater. Interfaces, 2020, 12: 9628

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Xu X Q, Ran F T, Fan Z M, et al.

Bimetallic metal-organic framework-derived pomegranate-like nanoclusters coupled with CoNi-doped graphene for strong wideband microwave absorption

[J]. ACS Appl. Mater. Interfaces, 2020, 12: 17870

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Self-templated formation of uniform NiCo2O4 hollow spheres with complex interior structures for lithium-ion batteries and supercapacitors

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Formation of uniform Fe3O4 hollow spheres organized by ultrathin nanosheets and their excellent lithium storage properties

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Shen L F, Yu L, Wu H B, et al.

Formation of nickel cobalt sulfide ball-in-ball hollow spheres with enhanced electrochemical pseudocapacitive properties

[J]. Nat. Commun., 2015, 6: 6694

DOIPMID [本文引用: 1] class="outline_tb" " />

将TiNb₂O₇的前驱体在不同温度(400℃、800℃、900℃、1000℃和1100℃)煅烧，用固相合成法制备TiNb₂O₇负极材料并对其样品进行了TG-DSC、XRD和SEM表征和电化学性能测试 结果表明：在900℃煅烧前驱体，锐钛矿与Nb₂O₅反应的主要产物为Ti₂Nb₁₀O₂₉ Ti₂Nb₁₀O₂₉与金红石反应生成了TiNb₂O₇，生成纯单斜相TiNb₂O₇的最佳条件为在1100℃煅烧6 h TiNb₂O₇负极材料在0.2C电流密度时初始容量为278.4 mAh/g，初始库伦效率为82.9% TiNb₂O₇具有良好的倍率容量，在1C循环100次后容量保持率为89%

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Improved cycling stability of NiS2 cathodes through designing a "kiwano" hollow structure

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Low intrinsic conductivity and large volume expansion seriously restrict the efficient lithium storage performance of metal sulfides. Here, we fabricate a hybrid material of NiS nanoparticles/carbon nanohelmets (NiS/CNHs) to address the above issues. As an anode material in lithium-ion batteries, NiS/CNHs exhibit excellent cycling stability (490 mA h g after 3000 cycles at 5 A g) and rate properties (412 mA h g at 10 A g), outperforming other NiS -based anode materials. These remarkable performances originate from the three-dimensional helmet-like integrated architecture of NiS/CNHs, which reduces the electrode resistance due to the tight combination between NiS and CNHs, provides efficient diffusion paths for the electrolyte and Li owing to the amorphous nanoporous carbon structure, and significantly mitigates the aggregation and buffers the large volumetric expansion of NiS nanoparticles upon long-term cycling thanks to the open three-dimensional architecture and well-dispersed NiS nanoparticles on it.This journal is ? The Royal Society of Chemistry.

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Building a better battery

1

2010