リチウムイオン電池のアノード材料としてのZIF-67由来のCoSe / NC複合材料

背景

石油に代表される化石エネルギーの枯渇と化石燃料の燃焼による環境汚染の増加に伴い、持続可能な再生可能エネルギー源が緊急に必要とされています。リチウムイオン電池（LIB）は、その高いエネルギー密度、長いサイクル寿命、および環境への配慮により、多くの新しいエネルギー源から際立っています[1、2]。それらは、モバイル電子機器や電気自動車で広く使用されています。ただし、市販のLIBのアノード材料はグラファイトであり、グラファイトの理論容量は372 mAh g ^-1 にすぎません。 、電気自動車などの大規模な電子機器の容量要件を満たすことができず、LIBのアプリケーションと開発を制限します[3,4,5,6]。したがって、科学者は、炭素材料[7,8,9]、遷移金属酸化物[10,11,12,13]、金属硫化物[14、 15,16,17]、金属リン化物[18,19,20,21]、および金属セレニド[22,23,24,25]。

セレンは密度と導電率が高いため、金属セレン化物は遷移金属の酸化物や硫化物よりもエネルギー密度と速度性能が高くなります[26]。広く研究されている酸化物や硫化物と比較して、セレン化物はLIBの分野では比較的まれです。セレニドの中でも、CoSeは、その2次元層構造、優れた導電性、および高い理論容量により、LIBの優れたアノード材料と見なされています[22]。しかし、遷移金属の酸化物や硫化物のように、変換反応に基づくリチウム貯蔵用の負極材料として、CoSeは充電および放電中に深刻な体積膨張を起こし、活物質の破損と粉砕を引き起こし、集電体との接続を失います。さらに、容量の急激な減衰を引き起こします[10]。以前の文献[25、26]によると、ナノ構造を準備し、炭素材料と再結合することで、上記の問題を効果的に軽減することができます。多孔質ナノ構造は、電極材料内の電解質の浸透に有利であり、リチウムイオンの拡散を短縮します。一方、多孔質構造は、構造の破壊を防ぐために体積膨張のための自由空間を提供することができ、それは周期的安定性を高める。さらに、金属化合物を炭素材料と再結合することで、炭素材料の優れた導電性と機械的特性を十分に活用して、金属化合物の導電性を改善し、体積膨張によって引き起こされるひずみを緩和することができます。これは、速度とサイクリング性能に有利です。しかし、現在、金属化合物と炭素質マトリックスは物理吸着によって結合されています。化学結合などの強い結合と比較して、弱い結合は、大きな電流密度と長期サイクルの条件下で、金属化合物のナノ粒子を炭素質マトリックスから脱落させます[4、22]。金属化合物と炭素質マトリックスの間の強力な結合の構築は、依然として課題です。

金属有機フレームワーク（MOF）は、配位結合を介した有機化合物への金属イオンの付着によって形成される多孔質材料のクラスです[27、28、29、30]。その多孔質構造、高い比表面積、および構造制御性のために、ガス貯蔵分離、触媒作用、センサー、および薬物輸送において幅広い用途の見通しがあります[31、32]。 ZIF-67は、Co ²⁺ によって形成される典型的なCoベースのMOF材料です。 および2-メチルイミダゾールであり、ゼオライトと同様の多孔質構造を持っています。 2-メチルイミダゾールは、熱分解によって炭化してNドープ炭素（NC）を形成する窒素含有官能基を持っています[9、33]。一方では、NCはボリュームの拡張を軽減し、サイクルの安定性を向上させることができます。一方、N原子のドーピングは、活性部位を反射し、そのリチウム貯蔵容量を増加させながら、導電性を向上させることができます[8]。その上、MOFに由来する材料は多孔質構造のままである可​​能性があります。したがって、ZIF-67は、Co ₃ などのコバルトベースの化合物の複合材料を調製するための前駆体としてよく使用されます。 O ₄ [34、35]、CoS [36、37]、CoP [38,39,40]、およびNドープカーボン。

ここでは、不活性雰囲気下でセレン粉末を用いてZIF-67をセレン化することにより、CoSe / Nドープカーボン（CoSe / NC）複合材料を簡単に調製する方法を報告します。図1は、CoSe / NC複合材料の合成プロセスを示しています。セレン化プロセスでは、Co ²⁺ ZIF-67内では、セレンと反応してCoSeナノ粒子を形成します。これは、2-メチルイミダゾールの炭化に由来するNCナノ層によって包まれています。 NCナノレイヤーは、CoSeの導電性を高め、体積膨張を抑制し、アクティブな状態で追加のリチウム貯蔵を提供する可能性があります。 ZIF-67の多孔質構造は、電子とリチウムイオンの拡散経路を短くする可能性があります。さらに重要なことに、CoSeナノ粒子とNCナノ層の間のC–Se結合。独自の化学的接続は、CoSeとNCの間の電気的アクティブ接続をより効果的に促進するだけでなく、ボリュームの変動をより適切に軽減することもできます。その結果、CoSe / NC複合材料は優れたリチウム貯蔵特性を示します。

CoSe / NC複合材料の合成の概略図

メソッド

ZIF-67の準備

すべての化学物質は分析グレードであり、さらに精製することなく使用されます。典型的な合成では、1.436 gのCo（NO ₃ ） ₂ ・6H ₂ Oおよび3.244gの2-メチルイミダゾールをそれぞれ100mlのメタノール溶液に溶解しました。続いて、Co（NO ₃ ） ₂ ・6H ₂ O溶液を12分間撹拌しながら2-メチルイミダゾール溶液に注ぎ、次に20時間熟成させた。最後に、得られた紫色の沈殿物を遠心分離によって収集し、メタノールで数回洗浄し、60°Cの空気中で乾燥させました。

CoSe / NCの準備

CoSe / NCは、ZIF-67をセレン粉末でセレン化することによって調製されました。典型的な合成では、ZIF-67とセレン粉末を1：1の質量比で混合しました。続いて、混合粉末をAr雰囲気下の管状炉のセラミックボートに入れ、2°C min ^-1 の加熱速度で800°Cに4時間加熱しました。 。比較のために、コバルト粉末を出発原料として使用することを除いて、同様の手順で純粋なCoSeを調製しました。

材料の特性評価

サンプルの粉末XRDパターンは、CuKα放射線（λ）を使用してTD-3500XX線回折計で取得しました。 =1.5418Å）スキャンレート0.05 s ^-1 。ラマンスペクトルは、532nmのレーザー光を使用してLabRAMHR800ラマン分光計で記録されました。 TGAは、STA 449 F3熱分析装置で、周囲雰囲気下、10°Cmin ^-1 の加熱速度で実行されました。 周囲温度から900°Cまで。 XPS測定は、単色AlKα放射線（hν=1486.6 eV）を使用してThermo ESCALAB 250XIX線光電子分光計で実行されました。窒素の吸着/脱着等温線は、比表面積（BET）と細孔径分布（BJH）を評価するために使用されたBELSORP-Max装置を使用して77Kで収集されました。 FESEM画像は、Quanta250走査型電子顕微鏡とSIGMA500走査型電子顕微鏡でそれぞれ収集されました。 TEM画像とSAEDは、Tacnai G2F20透過型電子顕微鏡で撮影されました。

電気化学的測定

合成されたままのサンプルのすべての電気化学的挙動は、CR2032コイン型セルを使用して実行されました。作用電極は、80 wt％の活物質、10 wt％のアセチレンブラック、および10 wt％のポリフッ化ビニリデン（PVDF）バインダーを適切な N で混合することによって調製されました。 -メチル-2-ピロリドン（NMP）でスラリーを形成します。続いて、スラリーをCu箔上に均一にコーティングし、空気中で80°Cで4時間乾燥させた後、直径14 mmのディスクに打ち抜き、真空下で120°Cで12時間乾燥させました。金属リチウム箔は対極と参照電極の両方として使用されました。電解質は1.00M LiPF ₆ でした エチレンカーボネートとジエチルカーボネート（EC：DEC =1：1）で、セパレーターはCelgard2500フィルムでした。すべてのセルは、酸素と水分の含有量が1ppm未満のアルゴンで満たされたグローブボックス内で組み立てられました。静電流放電テストは、Neware CT-3008Wバッテリーテストシステムで、室温で0.01〜3.0Vで実施されました。 0.2 mV s ^-1 のスキャンレートで0.01〜3.0 Vのサイクリックボルタンメトリー（CV）測定 周波数範囲が0.01〜100 kHzの電気化学インピーダンス分光法（EIS）は、すべてCHI760E電気化学ワークステーションで実行されました。

結果と考察

合成されたままのZIF-67の結晶構造と形態は、図2に示すように、それぞれXRDとSEMによって確認されました。ZIF-67の回折パターンは、シミュレートされたパターンおよび以前のレポートと同じです（図2a）[41 、42]。 ZIF-67は、300 nmのサイズの十面体形態を示します。これはSEM画像から見ることができます（図2bおよび追加ファイル1：図S1）。一方、ZIF-67は、以前の合成と同様の紫色の外観を示しています。これらの結果は、ZIF-67の合成が成功したことを示しています。

a 合成されたままのZIF-67のXRDパターンとZIF-67のシミュレートされたXRDパターン。 b 合成されたままのZIF-67のSEM画像

図3aは、CoSe / NCと純粋なCoSeのXRDパターンを示しています。ここでは、すべてのピークをCoSe（JCPDS 70-2870）に割り当てることができます。その上、ピークは強く、他のピークは観察できず、高い結晶性と純度を示唆しています。ただし、CoSe / NCのXRDパターンには炭素材料のこぶやピークはなく、黒鉛化度や炭素含有量に関係している可能性があります。 CoSe / NCに炭素が存在することを確認するために、ラマンスペクトルを取得しました。図3bからわかるように、1360および1590 cm ^-1 に2つの広いピークがあります。 欠陥（Dバンド）と秩序化したグラファイトカーボン（Gバンド）にいくつか起因しており、CoSe / NCに炭素材料が存在することを示しています[8]。 ID / IGの値は1.05であり、欠陥の多い炭素材料を示唆しています。その上、675cm ^-1 に鋭く強いピークがあります 、これはC–Se結合に関連しています[22、43]。 C–Se結合の存在は、CoSeとNCの間の接続が一般的な物理吸着ではないことを示しています。代わりに、C–Se結合を介した一種の化学的接続です。物理吸着と比較して、独自の化学的接続は、CoSeとNCの間の電気的アクティブ接続をより適切に促進するだけでなく、体積変動をより適切に軽減することもできます。 TGAは、CoSe / NCのNCコンテンツを決定するために使用されました。 TGA曲線と化学反応式（図3c）によると、CoSe / NCのNCの質量パーセントは11.7％と評価されます。図3dは、N ₂ を示しています。 典型的なタイプIV等温線とタイプH3ヒステリシスループを備えたCoSe / NCの吸着/脱着等温線は、メソポーラス機能を示唆しています。 CoSe / NCは、49.958 m ² の大きな比表面積（BET）を示します。 g ^-1 。ただし、CoSe / NCの比表面積は、前駆体ZIF-67の比表面積よりもはるかに小さく、これは、焼成プロセス中のZIF-67の構造崩壊と、CoSeの形成による体積膨張が原因である可能性があります。細孔径分布（BJH）は、1〜10 nmの範囲で一次細孔を表示し、平均サイズは7.238nmです。大きな比表面積とメソポーラス構造は、電解質の浸透とLi ⁺ の高速輸送に有利です。 。

a CoSe / NCおよび純粋なCoSeのXRDパターン。 b CoSe / NCのラマンスペクトル。 c CoSe / NCのTGA曲線。 d CoSe / NCの窒素吸脱着等温線と直径分布プロファイル。

XPSは、図4に示すように、CoSe / NCの元素成分と原子価状態を特徴づけるために導入されました。CoSe/ NCの調査では、Co、Se、C、N、およびO元素の存在が示されています（図4a）。 Co 2p _1/2 の特徴的なピーク およびCo2p _3/2 Co2pスペクトルで796.92および780.94eVで観測でき、CoSeに割り当てることができます（図4b）。 785.55と802.53eVにある2つのピークは、Co ²⁺ のシェイクアップ衛星です。 [22、44、45]。さらに、793.03と778 eVの他の2つのピークは、おそらくCoO _x に関連しています。 、酸化された環境によって引き起こされます。 Se 3dスペクトルは、54.94と54.08 eVに2つのピークを示します。これは、Se 3d _3/2 に起因する可能性があります。 およびSe3d _5/2 、それぞれ（図4c）。 C 1sスペクトル（追加ファイル1：図S2）は、C 1s、Nsp ² にインデックス付けできる3つのピークを示しています。 -C、およびNsp ³ -C、それぞれ。図4dのN1sスペクトルは、それぞれ287.6 eVにグラファイトNピーク、286 eVにピロールNピーク、284.7 eVにピリジンNピークを示し、有機リンカーが焼成によって窒素ドープ炭素に変換されたことを示しています[8、 46]。結果はC1sスペクトルと同じです。また、XPSの定量分析を行った。結果を表1に示します。これは、CoSe / NCの窒素含有量が12.08％（原子％）であり、グラファイトN、ピロールN、およびピリジンNの含有量が35.02％、37.46％、および27.52％（原子％）であることを示しています。 ％）、 それぞれ。以前の報告に基づくと、一方では、ドープされた窒素は導電性を高めるのに有益です。一方、ピロールNとピリジンNは、電気化学的に活性な部位としてのリチウムの貯蔵を増やすことができます。

CoSe / NCのXPSスペクトル： a 調査、 b Co 2p、 c Se 3d、および d N 1s

CoSe / NCの形態と微細構造は、SEMとTEMによって特徴づけられました。図5aに示すように、CoSe / NCのSEM画像は、CoSeナノ粒子が30〜70nmのサイズのNCによって包まれていることを示しています。ただし、前述のように、CoSe / NCは、構造の崩壊と体積の拡大のために、前駆体ZIF-67から十面体の形態を継承できません。エネルギー分散型分光計（EDS）の結果は、CoSe / NCにSe、Co、C、N、およびOが存在することを示しており、窒素の割合は0.27％（wt％）です（追加ファイル1：図S3および表S1） 。さらに、元素マッピング画像を図5bに示します。これは、Se、Co、C、およびNの均一な分布を示唆しています。TEM画像は、NCナノ層で包まれたCoSeナノ粒子のコーティング構造がはっきりと観察されます（図5c、d）。コーティング構造において、ＮＣナノ層は、好ましくは、導電性を高め、リチウム挿入プロセス中の体積膨張を抑制することができる。 HRTEM画像は、2.69Åの明確な層間間隔を示しています。これは、CoSeの（101）格子面に適切にインデックス付けできます（図5e）。一方、周辺のNCナノ層はアモルファスであり、ラマンの結果と一致していることに注意してください。 SAEDパターンは、スポットではなくいくつかの回折リングを示しており、合成されたままのCoSe / NCが多結晶であることを示しています。これらのリングは、XRDでサポートされているCoSeの（101）、（110）、および（112）格子面と一致する可能性があります（図5f）。

a CoSe / NCのSEM画像。 b CoSe / NCの元素マッピング画像。 c 、 d CoSe / NCのTEM画像。 e CoSe / NCのHRTEM画像。 f CoSe / NCのSAEDパターン

CoSe / NCの電気化学的挙動を調べるために、0.2 mV s ^-1 のスキャンレートでCV曲線を実行しました。 （図6a）。見てわかるように、CoSeからCoおよびLi ₂ への変換に対応して、最初の陰極掃引で1.15Vに急激な減少ピークと0.64Vに弱いこぶがあります。 SeとSEI層の構成[22、44、45、47]。陽極掃引に関しては、酸化ピークは2.15 Vにあり、これはCoとLi ₂ からのCoSeの形成に起因します。 Seであり、連続掃引のものとよく重なり、優れた周期的安定性を示唆しています。 2回目と3回目の陰極掃引では、還元ピークが1.15 Vから1.37にシフトします。純粋なCoSeのCV曲線は、CoSe / NCと同様の特性を示しています（追加ファイル1：図S4）。 CoSe / NCのリチウム貯蔵性能を評価するために、定電流放電/充電テストを実施しました。 0.1 A g ^-1 でのCoSe / NCの定電流放電/充電曲線に示されているように 、1.4および2.0 Vに明らかな放電および充電プラットフォームがあり、これらは上記のCV曲線の還元および酸化ピークの位置と一致しています（図6b）。さらに、初期放電および充電容量は1049.42および535.18 mAh g ^-1 です。 、個別に、CEは50.99％。大きな不可逆容量と低いCEは、初期放電プロセスでのSEI層の構成に起因します。 100番目の放電および充電容量が1199.34および1158.88mAh g ^-1 に達することは注目に値します。 、これは初期放電容量よりも大きく、明らかなプラットフォームはありません。

a 0.2 mV s ^-1 でのCoSe / NCのCV曲線 。 b 0.1 Ag ^-1 でのCoSe / NCの定電流放電/充電電圧プロファイル 。 c 0.1 A g ^-1 でのCoSe / NCと純粋なCoSeのサイクリング性能 。 d 0.1〜1.0 A g ^-1 でのCoSe / NCおよび純粋なCoSeのレート性能 。 e 1.0 A g ^-1 でのCoSe / NCおよび純粋なCoSeの長電流サイクル性能 。 f サイクリング前後の純粋なCoSeおよびCoSe / NCのEISスペクトル

図6cは、0.1 A g ^-1 でのCoSe / NCの循環特性を示しています。 。電極材料の外部で発生する一種のレドックス反応である疑似容量に起因する可能性がある、前述の100番目の曲線にプラットフォームがないことと組み合わせて、サイクル全体で放電容量の明確な増分動作があることが観察できます。 [45、47]。最初の数サイクルでは、疑似容量の表面積は小さくなります。その後のサイクルでは、CoSeナノ粒子は体積膨張によって細かく砕かれました。したがって、疑似容量のためのより多くの活性部位があります。 CoSeナノ粒子はNCナノ層でコーティングされているため、構造全体の完全性が維持されます。 CoSe / NCは、1049.42 mAh g ^-1 の最初の放電容量を示します。 。 157サイクル目で、比容量は最大値の1325 mAh g ^-1 に達します。 。その後のサイクルでは、比容量は徐々に減少します。 190サイクル後、1244 mAh g ^-1 のままです。 。 CoSe / NCのレート性能は、0.1、0.2、0.5、1.0、および2.0 A g ^-1 の異なる電流密度で評価されました。 （図6d）。一連の電流密度を超える10サイクル後、対応する容量は623.21、609.72、590.34、603.77、および551.33 mAh g ^-1 、 別々に。特に、電流密度は0.1から2.0 A g ^-1 に上昇します。 、および容量は11.5％減少するだけであり、CoSe / NCが並外れたレートパフォーマンスを備えていることを示しています。電流密度が0.1Aに戻ったときg ^-1 、容量は880.09 mAh g ^-1 に急速に回復します そして徐々に1295.81mAh g ^-1 に上昇します 50サイクル後、CoSe / NCが2.0A g ^-1 でも構造的完全性を維持していることを示唆しています。 。

1.0 Ag ^-1 の大電流密度でのCoSe / NCのリチウム貯蔵特性 図6eに示すように、も実行されました。均質でコンパクトなSEI層を生成するために、CoSe / NCは0.05A g ^-1 でサイクルしました。 最初の5サイクル。一般に、一方では、大きな電流密度は、容量の解放を制限する深刻な分極挙動につながります。一方で、電極材料の構造を損ない、急速な容量低下を引き起こします。ただし、電流密度が1.0 A g ^-1 に上昇すると 、可逆容量は509.09 mAh g ^-1 。後続のサイクルでは、CoSe / NCの可逆容量は、0.1 A g ^-1 の場合と同様の成長挙動を示します。 パフォーマンスを評価します。 148番目のサイクルで、可逆容量は最大950.27 mAh g ^-1 に達します。 。 500サイクル後、CoSe / NCは310.11mAh g ^-1 という比較的大きな可逆容量のままです。 。純粋なCoSeの場合、可逆容量は約72.75 mAh g ^-1 です。 、CoSe / NCよりもはるかに低いです。 CoSe / NCのこのような卓越したリチウム貯蔵性能は、NCナノ層に起因する可能性があります。これは、活性部位としての追加容量を提供し、導電性を高める可能性があります。また、NCナノ層とCoSeナノ粒子間のC–Se結合は、NCナノ層がサイクリングプロセス中の体積変化によって引き起こされるひずみ。

図6fは、純粋なCoSeおよびCoSe / NCのEISを示しています（0.1 A g ^-1 で100サイクルの前後 ）。 3つのナイキスト線図は、同じ特徴、半円、および傾斜した線を示します。半円の直径は、電荷移動抵抗と内部抵抗に関係しています。見てわかるように、CoSe / NCの半円はCoSeの半円よりも明らかに小さく、CoSe / NCの導電率が優れていることを示しています。これはNCナノレイヤーに割り当てる必要があります。さらに、0.1 A g ^-1 で100サイクル後 、CoSe / NCの直径は以前よりも小さくなります。これは、電極材料の外観上のSEI層の構成と、電極と電解質の間の接触面積を増やすためのCoSeナノ粒子の粉砕に関連している可能性があります。

CoSe / NCの静電容量増加挙動をさらに調査および分析するために、0.2〜1.0 mV s ^-1 のさまざまなスキャンレートでのCV測定に基づいて電気化学速度論を実施しました。 0.1 A g ^-1 で100サイクル後 （図7a）。容量の発生メカニズムにより、容量はバルク相でのレドックス反応の一種である拡散律速（通常はリチウムイオンの挿入/抽出）と、二重層を含む容量制御容量の2種類に分けられます。容量と疑似容量。逆に、容量制御容量は電極材料の表面で発生し、二重層容量は物理吸着プロセスですが、疑似容量は非常に可逆的なレドックス反応です。 CV曲線では、電流（i）とスキャンレート（ν）の関連性は、次の式で表すことができます[48,49,50,51]：

a 0.2〜1.0 mV s ^-1 で100サイクル後のCoSe / NCのCV曲線 。 b logν対log | i |のプロットCV曲線の3つのピーク。 c 0.2 mV / sでの電荷蓄積に対する容量性および拡散律速の寄与。 d 0.2〜1.0 mV s ^-1 での容量性および拡散律速容量の寄与率

ここで、aとbは調整可能な値です。 b の場合 =0.5、拡散律速プロセスを示唆します。ただし、 b の値 は1.0で、容量制御プロセスに対応します。 b の値を決定するには 、式（1）は式に変換されます。 （2）。 b の値 対数（ν）対対数（ i ）の傾きを計算することで得られます。 ）。上記の方法によると、 b CV曲線のピークI、II、およびIIIの値は、それぞれ0.71、0.62、および0.77に定量化されており、図7bに示すように、容量がハイブリッド制御プロセスによって提供されていることを示しています。 2つの制御プロセスの特定の容量の寄与も、次の式に基づいて取得できます。

ここで k ₁ および k ₂ 調整可能な値です。現在の（ i ）は容量制御（ k ）で構成されています ₁ ν ）および拡散律速プロセス（ k ₂ ν ^1/2 ）。 k ₁ の値を計算するため νと k ₂ ν ^1/2 、式（3）式に変換されます。 （4）。 k の値 ₁ および k ₂ i（ V の傾きと切片に対応します ）/ ν ^1/2 対ν ^1/2 、 それぞれ。この方法によると、 k ₁ ν および k ₂ ν ^1/2 さまざまな可能性で得ることができます。図7cに示すように、面積は寄与率を表します。容量制御プロセスの寄与は、0.2 mV s ^-1 で37％です。 。他のスキャンレートでの寄与率も実行されます（図7d）。容量制御プロセスの寄与率は、0.4、0.6、0.8、および1.0 mV s ^-1 で43％、48％、50％、および56％です。 、 それぞれ。上記の結果は、CoSe / NCの電気化学的プロセスがハイブリッド制御プロセスであることを示しています。

結論

要約すると、元のCoSe / NC複合材料は、前駆体としてZIF-67を使用して調製されました。この場合、CoSeナノ粒子はNCナノ層でコーティングされ、C-Se結合で接続されています。調製されたままの複合材料では、NCナノレイヤーは、CoSeの導電性を改善し、体積膨張を緩衝し、アクティブな状態でリチウム貯蔵反応に関与する可能性があります。コーティング構造とC–Se結合により、CoSeナノ粒子とNCナノ層の間の接続が緊密になり、電気化学的特性を改善するためのNCナノ層の作業に役立ちます。したがって、CoSe / NC複合材料は、LIBのアノード材料として卓越したサイクル性能とレート性能を示します。 CoSe / NC複合材料は、1244 mAh g ^-1 の可逆容量を提供できます。 0.1 A g ^-1 で190サイクル後 。 1.0 A g ^-1 の大電流密度でも 、310.11 mAh g ^-1 のままにすることができます 500サイクル後。その上、電気化学速度論の結果によれば、CoSe / NCの電気化学的プロセスはハイブリッド制御プロセスです。これらの結果は、前駆体としてMOFを使用して金属化合物/炭素質複合材料を調製することが、金属化合物のリチウム貯蔵特性を強化するための有効な戦略であることを示しています。

データと資料の可用性

すべてのデータは制限なしで完全に利用可能です。

略語

ベット：

ブルナウアー-エメット-テラー

BJH：

バレット-ジョイナー-ハレンダ

CV：

サイクリックボルタンメトリー

DMC：

炭酸ジエチル

EC：

エチレンカーボネート

EDS：

エネルギー分散型分光計

EIS：

電気化学インピーダンス分光法

LIB：

リチウムイオン電池

MOF：

金属有機フレームワーク

NC：

Nドープカーボン

PVDF：

ポリフッ化ビニリデン

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線パワー回折