高性能ナトリウム-セレン電池用の自立型セレン含浸炭化リーフカソード

はじめに

電子機器の急速な成長に伴い、持続可能に充電可能な電池が緊急に必要とされており、大容量で満足のいくレート性能を備えたエネルギー貯蔵機器を活用することが急務となっています[1,2,3,4,5]。リチウムイオン電池（LIB）は、高エネルギー/電力密度と長期安定性の利点があるため、電子デバイスの主要な電力です[4、6]。商用LIBは電気自動車の将来のエネルギー要件を満たすことはできませんが、リチウム硫黄（Li-S）バッテリーは、Sの低コストと高い理論エネルギー密度の理由から大幅に開発されました[7、8、9、10]。ただし、Sの絶縁性とポリサルファイドの溶解は大きな課題であり、電気化学反応が遅くなり、Sの利用率が低くなり、実際のアプリケーションが妨げられます[11、12、13、14、15]。

ナトリウムイオン電池（SIB）は、低コストで大規模な電気エネルギー貯蔵アプリケーションのため、LIBの有望な代替品と見なされています[2、16、17、18、19]。特に、ナトリウム-セレン（Na-Se）電池は、近年ますます関心を集めています[20、21、22]。 Se元素はSと同じグループに属し、Naと同様の電気化学を持ちますが、Na ₂ のエネルギー密度は Se（3254 mAh cm ^-3 ）はLi ₂ に相当します Se（3467 mAh cm ^-3 ）[23、24、25、26]。さらに、Seの電気伝導率（10 ^-3 S cm ^-1 ）はSよりもはるかに高い（10 ^-30 S cm ^-1 25°Cで）[27]。ポリセレニドのシャトル効果（ポリサルファイド、Na ₂ に類似） Se _n 、3 < n <8）Na-Se電池のサイクル寿命も低下させる可能性があります。したがって、ポリセレニドシャトルのハードルを克服することが重要な課題です[28、29、30]。 Seをロードするために常に使用される適切な多孔性と高い電気伝導率を備えたカーボンマトリックスは、近年、上記の問題に対処するための効果的な方法と見なされています[20、21、31、32]。カーボンナノファイバー[33、34]、カーボンスフィア[35、36]、カーボンナノシート[22]などのさまざまなカーボン内に可溶性ポリセレニドをトラップするために多くの努力が払われており、Na-の電気化学的性能を効果的に改善することが証明されています。 Seバッテリー。それにもかかわらず、報告された材料には、複雑な多段階プロセスと追加のコンポーネント（カーボンブラックとバインダー）が含まれています。さらに、それらは通常、環境に有害であり、経済的にコストがかかります。

幸いなことに、自然が提供する優れた特性を備えた再生可能な材料は、私たちのニーズを満たすことができます[5、37]。たとえば、天然の葉はヘテロ原子ドーピングと並外れた多孔質構造で多様化されており、ナトリウムイオンを貯蔵する優れた能力を備えたこれらの天然ハードカーボンは、SIBデバイスの電極材料として従来の材料の代替代替品として機能できます[32、37]。 。 イチジクの葉 熱分解により炭化することができ、得られた葉が階層的な多孔質構造と適度な表面積を持っていることは非常に満足のいくものです。簡単に言えば、多孔質ボイドは熱分解生成物に高い負荷容量を与え、電気化学的プロセス中にイオン緩衝リザーバーとして機能し、速度能力と電力密度を向上させることができます[5、38]。

ここでは、自然の葉を簡単に熱分解して得られる炭化葉へのSe蒸着に続いて、溶融拡散により新しいタイプの自立型Se含浸電極を作成しました。バイオ炭-セレン複合材料がNa-Se電池のバインダーおよび集電体のないカソードとして適用されたときに、非常に可逆的な比容量（Seの理論容量の84％）が初めて達成されました。さらに、調製されたままの複合電極は、満足のいくレート能力およびサイクル安定性を示す。優れた特性により、炭化したリーフ電極は、Na-Se電池の潜在的なアノード材料である望ましい電気化学的性能を示しました。

メソッド

炭化した葉の準備

乾燥した葉を円形のプレート（直径17mm）にカットしました。図1aに示すように、炭化プロセス中のカールや粉砕を避けるために、リーフウェーハはセラミックスライドの間に固定されました。リーフウェーハを管状炉に入れ、800°Cで2時間、5°C min ^-1 のランピング速度で炭化しました。 N ₂ の下 フロー。炭化した葉（R800と表示）を3.0 M HClに12時間浸して、無機塩を除去しました。 R800試験片を1.0M KOHに12時間浸漬した後、管状炉に入れ、600°Cで2時間、5°C min ^-1 の上昇速度で活性化しました。 N ₂ の下 多孔質材料（R800Aと表記）を得るための流れ。サンプルを脱イオン水で数回洗浄し、真空オーブン内で70°Cで一晩乾燥させました。

a Se-R800A自立電極の準備プロセスを示す概略図。 b のデジタル写真 乾燥したR、 c R800、 d R800A、および e Se-R800A

Se-R800Aの準備

磁器の船底にSe粉末を置き、Se粉末の真上にある鉄製の支柱で自立型R800Aフィルムを吊るし、Se：Cの重量比を2：1以上にする。図1aに示すように、過剰なSe粉末を確認します。次に、SeをN ₂ の下で260°Cで溶融しました。 雰囲気を保ち、Seの浸透を確実にするために10時間維持します。最終的なSe-R800A電極のSeの重量は、熱重量分析によって測定されました。

材料の特性評価

形態および微細構造は、走査型電子顕微鏡（SEM、日立SU-70）、電界放出型走査電子顕微鏡（FESEM、JSM-7800F、およびTEAM Octane Plus）、および透過型電子顕微鏡（TEM、JEM-2100、およびX-Max80）。構造およびラマンスペクトルは、それぞれX線回折（XRD、Cu-Kα放射線を用いたPANalytical Empyrean）およびラマン顕微鏡（Renishaw、inVia）で収集されました。熱重量分析（TGA、STA409PC）は、室温から700°Cまで、10°C min ^-1 の加熱速度でテストされました。 N ₂ の下 雰囲気。 BELSORP-max表面積およびポロシメトリー装置を使用してN ₂ を測定しました 電極の吸着/脱着等温線。 X線光電子分光法（XPS）テストは、Thermo K-Alpha ⁺ を使用して実行されました。 システム。

電気化学的測定

電気化学的試験は、CR2032コイン電池を使用して実施しました。CR2032コイン電池は、水分と酸素のレベルが1 ppm未満のアルゴン充填グローブボックス（MBRAUN、UNILab2000）内の対極として、打錠プレスによって作成された手動Na箔で組み立てられました。セパレーターにはグラスファイバー（ワットマン）を使用した。電解質は1MのNaClO ₄ でした。 エチレンカーボネート/ジエチルカーボネートの混合物（EC / DEC、体積で1：1）。自立型Se-R800Aは、バインダーや炭素導体なしで作用電極として直接使用されました。サイクリックボルタモグラム（CV）測定は、電気化学ワークステーション（CHI660D）で実行されました。定電流充放電試験は、0.005〜3.0 Vの電圧範囲で実施されました（vs. Na ⁺ / Na）バッテリーテストシステム（Land、CT-2001A）。電気化学インピーダンス分光法（EIS）の測定は、電気化学ワークステーション（CHI 760D）を使用して、10 ^-2 の周波数で5mVの電圧を印加することによってテストされました。 –10 ⁵ Hz。定電流間欠滴定法（GITT）テストは、10 mA g ^-1 で10分間のセルの放電/充電プロセスによって実行されました。 その後、最大50サイクルで40分のリラクゼーションが続きます。試験前に、すべてのセルを室温で少なくとも12時間保持しました。この作業のすべての特定の容量は、負荷Seの重量に基づいて計算されました。エクスサイチュSEMテストでは、テストした電極をDEC溶媒で3回注意深く洗浄し、真空オーブンで一晩乾燥させました。

結果と考察

Se-R800A自立電極は、炭化、KOH活性化、およびSe含浸プロセスによって製造されました。これを図1に示します。

800°Cでの炭化プロセス後、R800のサイズ（図1b）はほとんど縮小せず（直径17mmから12mm）、厚さは大幅に変化し（800μmから240μm）、重量が74％減少しました。図1cは、R800が黒に変わったことを示しています。これは、Rが正常に炭素に変換されたことを示しています。アクティベーションプロセス後、R800の重量は約9％減少し続けました。ただし、Se含浸プロセス後、R800Aの重量（図1d）は90％増加し、図1eに示すようにSe-R800Aに変換されました。 Se粉末の真上で空中に浮遊しているR800AフィルムがSe蒸気に囲まれていることは注目に値します。これは、炭素マトリックス中のSeの孤立した漂遊を回避することによる溶融拡散と蒸着の独自のアイデアです[20]。最後に、Se-R800Aは、Na-Seバッテリー用の自立型電極として優れた機械的強度を維持します。

図2aは、2つの異なる表面を持つ自然の葉の典型的な構造を示しています。ここでは、上面は平らで、裏面には均一な気孔が含まれています。図2bは、葉の断面が十分に多孔質であり、内部にパリセーズとスポンジのセルがあり、O ₂ の交換に十分なスペースを構築していることを示しています。 およびCO ₂ [37]。炭化した葉は、葉の元の多孔質構造と同様の構造を示します。したがって、階層的な多孔性を備えた構造全体がナトリウムイオンの貯蔵に適しています。図2cは、網目状のシートが重なった状態で満たされた炭化した葉の内側を示しています。相互接続されたシートの厚さは100nm未満であるため、電解質の浸透が促進され、イオンの拡散長が短くなります。図2dに示すように、Se-R800Aの全体の厚さは約240μmであり、裏面の気孔は電解質とNa ⁺ に十分なチャネルを提供します。 イオンは、炭化した葉の配置されたスポンジ層を通過し、Seで満たされた重なり合う炭素シートを通過して（図2e）、主要な電気化学反応を実行します。この層は、適切に配置されたパリセーズ層と連結します。上面は集電体と見なされ、電子は導電性カーボンシートに沿って移動し、上面層によって収集されます[37]。図2fは、Se-R800Aの微細構造についてのさらなる洞察を示しています。ここでは、いくつかのSe粒子とアモルファスカーボンが見つかりました。挿入画像は、0.2 nmで測定された秩序領域の格子縞を示しています。これは、Seの（111）結晶面に起因する可能性があります。多層リーフ構造のSe-R800Aは、シャトル効果を大幅に軽減して長期的なサイクリングを改善し、Seを活性化して高いSe利用率を確保し、Na-Seバッテリーの電気化学的性能を向上させることを目的としています。

R800 a のSEM画像 上面と裏面、および b 断面図。 c R800Aのスポンジ層のカーボンシートの拡大SEM画像。 d 断面のFESEM画像。 e 拡大されたFESEM画像。 f Se-R800AのHRTEM画像

図3aに示すように、Se-R800AはR800の形態を維持し、孤立したSeは観察できませんでしたが、Se-R800AのEDX元素マッピングは、図3に示すように、Seの均一な分布を検証します。 R800AへのSeの浸透。これは、C-Se複合材料が正常に製造されたことを確認します。 Se信号は、断面全体で均一であり、Se-R800Aは、同じ領域に対応するC、N、およびO要素のマッピングがあります（図3b）。上記のように、バイオ炭に由来するNとOのヘテロ原子ドーピングは、電気化学的プロセスを促進し、ポリセレニドを沈降させる[6、39、40、41]。

a Se-R800AのFESEM画像。 b Se-R800AのC、N、O、Seの元素マッピング画像と対応するEDX結果

Se-R800A、R800、およびSe粉末の構造をさらに研究するために、XRDパターンを図4aに示します。 SeがR800Aに浸透した後、Se-R800Aの結晶性Seの回折ピークはほとんど消え、アモルファスのこぶ（R800に似ています）のみが見られました。これは、アモルファスSeがR800Aに完全に分散していることを意味します。アモルファスSeは、サイクリングの安定性を促進し、炭酸塩ベースの電解質での可溶性ポリセレニドの形成を遅らせることが証明されています[21、22、31]。ただし、Se-R800Aの29.7°の拡大ピーク（図4aの挿入図）がはっきりと観察され、少量の結晶性Seがまだ存在していることを示しています。ラマン分光法を適用して、3つのサンプルを調査しました。図4bに示すように、生のSeは234 cm ^-1 に鋭いピークを示します。 、これは平衡三角Se [27]に対応します。ただし、Se-R800Aの場合、これらの特徴的なピークは消え、250〜300 cm ^-1 に広いピークが残ります。 C-Se伸縮振動とC-Se-Seグループ振動のため[21]。弱いSeピーク強度は260cm ^-1 に青方偏移します （図4bの挿入図）。これは、Seの結晶から分子への変換に関連しています[22、24、28、39]。さらに、R800とSe-R800Aはどちらも、1346 cm ^-1 のDバンドを備えています。 1598 cm ^-1 のGバンド 、それぞれ無秩序炭素と黒鉛状炭素に関連します。 I の強度比 _D / 私 _G Se-R800Aの濃度は約0.92であり、R800の0.88を上回っています。これは、SeがR800Aの黒鉛化に影響を与え、優れた導電率を維持していることを示しています[32]。これにより、Se-R800AがNa-Se電池の十分なカソードとして使用できることがさらに確認されます。 KOHの活性化とSeの含浸の効果を調べるために、図4dは、R800、R800A、およびSe-R800Aの表面構造を示しています。これらはすべて、ミクロポーラス材料の吸着に似たタイプIVの等温線です[31]。 Brunauer-Emmett-Teller（BET）で計算された表面積は、270、934、および434 m ² です。 g ^{− 1} それぞれ、KOHがSeを効果的にトラップするために細孔を生成することによって比表面積を拡大できることを明らかにしています[5]。注目すべきことに、Se含浸後、Se-R800Aの比表面積は図4cで54％減少し、図4dに示すように、0.5〜2nmの範囲で細孔径分布が著しく減少します。 R800Aの微細孔へのSeの拡散を意味します。これらの豊富なミクロポアは、以前のレポート[22、27、42]でアモルファスSeを効果的に閉じ込めることが確認されています。 TGAは、最終的な複合材料におけるSeの負荷重量を確認するために適用されます。 Se-R800AのSeは、300°Cで大幅に蒸発し始め、550°Cで47％のSe重量損失をもたらしました。図4eに示すように、Se-R800はSe-R800Aと同様の曲線を示しますが、Seの負荷は11％しか得られず、Seを負荷するためにKOHによってバイオ炭を活性化してミクロポアを形成する必要があることを示唆しています。 700°Cまで、R800は、深部熱分解とさらなる黒鉛化によってわずかな重量損失（<2％）を示しました。図4fに示すように、Seの化学的状態はXPSによってさらに調査されました。 Seの3dピークは3d _3/2 に分割されます および3d _5/2 結合エネルギーはそれぞれ56.23と55.38eVです。これらは、粗製Se 3d（55.95および55.15 eV）よりもわずかに高く、SeとR800マトリックス間の強い化学的相互作用を示しています[34]。一般に、バイオマスとしてのR800はヘテロ原子（たとえば、N、Oについては図3に示すようにNとO）、特にOを持っており、SeとR800の間に強い結合を提供します。これは、スペクトルにSe-O（58.33 eV）ピークが現れることで証明されています。明らかに、57.18と55.88 eVを中心とする2つの新しいピークが、Se-R800A複合材料に現れ、含浸プロセス中にSe-O-C結合が生成されたことを示しています。新しいピークは、Se-O-C結合の形成を意味している可能性があり、これによりOサイトの電子密度が低下します。この化学結合（-O-）は、CにSeとの結合を強く与え、サイクリング中のポリセレニドのシャトル効果を抑制します[24、27、39、43]。

a XRDパターンと b ラマンスペクトル。 c N ₂ 吸着/脱着等温線および d DFT法で得られた細孔径分布曲線。 e 熱重量分析。 f Se-R800AのSeのXPSスペクトル

Na-Se電池の電気化学的性能を評価するために、Se-R800AをCR2032コイン電池のカソードとして直接使用しました。 Se-R800Aの背面は金属Naに面しており、上面は集電体として機能します。

図5aは、0.2 mV s ^-1 のスキャンレートで0.005〜3.0Vの範囲のCV曲線を示しています。 。初期放電プロセスでは、Na ⁺ の吸着である0V付近のピークに加えて R800AやR800サンプルのようなカーボンマトリックス[44]の欠陥サイトやミクロポアでは、約1.2 Vに陰極ピークのみが現れ、SeがNa ₂ に変換されたことを示しています。 Se（Se↔Na ₂ Se）は一段階反応であり、多段階反応のメカニズム（Se↔Na ₂ ）とは大きく異なります。 Se _n 、3 < n <8↔Na ₂ Se）SeとNaの間[21、24、39]。そして、電気化学的活性化プロセスの結果として、ピークはより安定した1.1Vにシフトします[27]。充電プロセスでは、1つの陽極ピークのみが観察され、3サイクルで1.7 Vで安定したままであり、Na ₂ の直接変換であることを示しています。 SeからSeへ（Na ₂ Se↔Se）1.7Vで;したがって、Se-R800Aは、シャトル効果の抑制と特定の容量の維持を効果的に促進します。 50 mA g ^-1 での放電/充電電圧プロファイル 図5bに同じ傾向を示しています。これは、CV分析と一致しています。単一のプラトーは、Seの不溶性Na ₂ への変換に関連しています。 Se [27]。充電曲線は3サイクルでほぼ重なりますが、放電曲線は1100 mA h g ^-1 の容量で初期から変化します。 700 mA h g ^-1 の可逆容量で次のサイクルに 。これは、Na ⁺ の部分的に不可逆的なトラップを伴うSe-R800A上の固体電解質界面（SEI）膜の形成を説明している可能性があります。 毛穴に[22]。その後のサイクルに続いて、放電曲線も重なり合い、Se-R800Aが優れたサイクル安定性を達成していることを示しています。 Se-R800A電極のサイクル性能を図5cに示します。容量は、620 mA h g ^-1 の初期容量を提供しました 520 mA h g ^-1 を保持 100 mA g ^-1 で Seの理論容量の84％である120サイクル後、優れたサイクリング安定性を示し、Na ^{+ > 多孔質のバイオ炭に閉じ込められています。対照的に、R800Aの比容量はわずか18 mA h g -1 です。 、これは、比表面積が非常に大きいため、SEI耐性が高いことが原因である可能性があります。 R800の比容量は80mA h g -1 であることに注意してください。 100 mA g -1 で 120サイクル後、非常に安定しているため、多層バイオマス由来材料の独自の自然の優位性を検証することは、Na-Se電池の寿命を延ばすために重要です。さまざまな電流密度でのSe-R800A電極のレート性能をさらに調査し、図5dに示します。電流密度が20、60、100、200、300から600 mA g -1 に増加すると 、Se-R800A電極は、比容量が745、674、655、610、573から486 mA h g -1 である場合に提供されます。 、 それぞれ。電流密度を20mA g -1 に設定した場合 、可逆容量は711 mA h g -1 に回復しました 、電極の優れたレート機能を提供します。重要なのは、2 A g -1 の高電流密度でも 、Se-R800Aは、300 mA h g -1 という優れた高可逆性能を発揮しました。 容量の低下がない500回の長いサイクルの後（図5e）。この優れた比容量とレート性能は、Na-Seバッテリー用に報告されている最も一般的なC-Seカソードを上回っています（表1）。}

Na-Se電池のSe-R800Aカソードの電気化学的性能 a 0.2 mV s ^-1 のスキャンレートでのCV曲線 、 b 50 mA g ^-1 でテストされた定電流放電/充電電圧プロファイル 、 c 100 mA g ^-1 でのSe-R800A、R800A、およびR800のサイクリング性能 、 d さまざまな電流密度でのレート能力、および e 2 A g ^-1 でのSe-R800Aのサイクリング性能

2 A g ^-1 でも、高電流密度でのサイクル安定性は注目に値します。 、0.1 A g ^-1 の場合よりも優れています 。これは、次の理由による可能性があります。（i）Se-R800Aの非人為的に階層化されたバイオ炭と中程度の黒鉛化度は、Na ⁺ を大幅に加速します。 およびe ⁻ アモルファスSeを活性化するための輸送。したがって、高電流密度でも容易な電気化学速度論を保証します。 （ii）中間体（Na ₂ Se _n 、3 < n <8）低電流密度では炭酸塩電解質に溶解する可能性が高くなりますが、ポリセレニドはミクロポアにしっかりと閉じ込められ、重なり合うカーボンシートによって保持されます。これはシャトル効果を軽減するのに効果的であり、Seの効率的な利用につながります。長期サイクリング中[27]。

Se-R800Aの改善された電気化学的性能に関する詳細情報を取得するために、電荷移動抵抗（ R _ct ）およびイオン拡散抵抗（ R _id ）R800、R800A、Se-R800AのEISで測定しました。図6に示すように、R800カソードのナイキスト線図は、 R に起因する高周波領域に半円を示しています。 _ct SEI層と電極-電解質界面[45、46]と、 R に対応する低周波領域の傾斜線を含みます。 _id Na ⁺ のインピーダンスを表す 拡散[47]。 R800A電極は、KOHによる活性化後、より大きな半径の半円を示します。これは、豊富なミクロポアが電気化学反応の速度論的プロセスの加速に寄与するが、表面積が大きいためにSEI層の抵抗が明らかに増加することを示しています[22、27、31、39、40 ]。さらに、表2のR800電極と比較して、小さい R _id イオン緩衝リザーバーがイオン拡散距離を効率的に短縮するため、ミクロポアを意味します。

a インピーダンス分析用のカソードとしてR800、R800A、およびSe-R800Aを使用して組み立てられたNa-Seバッテリーのナイキスト線図であり、挿入図は等価回路です。 b Se-R800Aの断面を拡大しました。 c 電圧プロファイルと d Na ⁺ 放電/充電プロセス中にGITT技術を介して取得されたR800、R800A、およびSe-R800Aの拡散係数

負荷されたSeがミクロ細孔の大部分を占める場合、Se-R800A電極は明らかに小さい R を示します。 _ct および R _id 優れた電気化学的性能によって確認されました。炭化した葉の細孔は、ほとんどが0.1〜2 nmの範囲にあり、これらの豊富なミクロ細孔は、Seの負荷と閉じ込めに適しているため、最終的には適度な表面積が得られ、クーロン効率が高くなります[31、37]。 Na ⁺ 3つのサンプルの拡散係数は、図6c、d [48]の放電/充電プロセス中にGITT法によって計算されます。 Na ⁺ R800、R800A、およびSe-R800Aの拡散係数は、同じ桁数（10 ^-16 ）です。 cm ² / s）しかし、Se-R800Aは他のものよりも高いため、Na ⁺ 炭素マトリックス中の拡散は、Seの存在により著しく改善されます[49、50]。これらの特性とともに、炭素-セレン複合材料の電子伝導性とイオン拡散効率の両方が効果的に向上し、Na-Se電池用のSe-R800A電極の優れた電気化学的性能が得られました。

テストセルを分解した後、Se-R800Aの形態（図7b）は前面（図7a）と同じままであり、炭化した葉がNa-Seバッテリーの好ましいフレームワークとして機能する資格があることを示しています。図7cは、500サイクル後のSe-R800A電極の階層構造を示しており、元の形態も維持されています。したがって、優れたサイクリングおよびレート性能は、以下の理由による可能性があることが指摘できます。まず、Seを収容するための豊富なヘテロ原子（N、Oなど）を備えた自立型Se-R800Aは、ポリセレニド。第二に、異方性表面を備えた炭化葉の階層構造は、e ^- のニーズを満たすことができます。 およびNa ⁺ 内部Seを活性化するための輸送。ポリセレニドはミクロポアに閉じ込められ、カーボンシートを重ねることによって保持され、ポリセレニド拡散のエネルギー障壁を高めます[42]。最後に、バインダーや集電体のないカソードとして、3D相互接続フレームワークと相互リンクカーボンシートは、電解質の浸透を大幅に促進し、イオンの拡散距離を短縮することができます[22]。これらの利点は、容量の拡張と寿命の延長に不可欠です。

Se-R800A電極膜のSEM画像 a 前と b サイクル後。 c サイクル後のカーボンシートの拡大SEM画像

結論

結論として、Se-R8000Aの新しい製造は管状炉で仕上げることができることが実証されました。一般的な溶融注入法により、Seをミクロポーラス炭化葉に閉じ込めることに成功しました。これにより、ポリセレニドのシャトル効果を効果的に低減でき、Na-Se電池の優れた電気化学的性能が得られます。 Se-R8000Aは、520 mA h g ^-1 という高い可逆容量を示します。 100 mA g ^-1 で 120サイクル後、優れたサイクリング安定性とレート機能をサポートします。 Se-R800Aの人為的に階層化された葉の構造と適度な黒鉛化度は、Seの効率的な利用を大幅に促進することが証明されました。一般に、Se-R800Aは、自立型、高性能、および費用効果の高い特性により、Na-Se電池の従来の実質的な電極材料の有望な代替品であることが実証されました。

略語

ベット：

ブルナウアー-エメット-テラー

CV：

サイクリックボルタモグラム

DEC：

炭酸ジエチル

EC：

エチレンカーボネート

EIS：

電気化学インピーダンス分光法

FESEM：

電界放出型走査電子顕微鏡

GITT：

定電流間欠滴定法

LIB：

リチウムイオン電池

Li-S：

リチウム硫黄

Na-Se：

ナトリウム-セレン

SEI：

固体電解質界面

SEM：

走査型電子顕微鏡

SIB：

ナトリウムイオン電池

TEM：

透過型電子顕微鏡

TGA：

熱重量分析

XPS：

X線光電子分光法

XRD：

X線回折