3D makroporöse Elektrode und hoch | Baoding ICCP Titanium Anode Group

Scientific Reports Band 6, Artikelnummer: 18626 (2016) Diesen Artikel zitieren

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Details zu den Metriken

Eine dreidimensionale poröse Architektur stellt eine attraktive Elektrodenstruktur dar, da sie über eine intrinsische strukturelle Integrität und die Fähigkeit verfügt, Spannungen in Lithium-Ionen-Batterien abzufedern, die durch die großen Volumenänderungen in Anodenmaterialien mit hoher Kapazität während des Zyklierens verursacht werden. Hier berichten wir über die erste Demonstration einer SnO2-beschichteten makroporösen Cu-Schaumanode durch den Einsatz einer einfachen und skalierbaren Kombination aus gerichtetem Gefrierguss und Sol-Gel-Beschichtungsprozessen. Die dreidimensional miteinander verbundene Anode besteht aus ausgerichteten Kanälen im Mikromaßstab, die durch mit SnO2 beschichtete Cu-Wände und viel feinere Mikroporen getrennt sind, was die Oberfläche vergrößert und Platz für die Volumenausdehnung der SnO2-Beschichtungsschicht bietet. Mit dieser Anode erreichen wir eine hohe reversible Kapazität von 750 mAh g−1 bei einer Stromrate von 0,5 C nach 50 Zyklen und eine ausgezeichnete Ratefähigkeit von 590 mAh g−1 bei 2 C, was nahe an der besten Leistung von Sn- liegt. basierte nanoskalige Material bisher.

Die Entwicklung von Technologien für tragbare elektronische Geräte, Elektrofahrzeuge und Energiespeicheranwendungen im Netzmaßstab erfordert leistungsstarke Lithium-Ionen-Batterien (LIBs) mit hoher Energie- und Leistungsdichte sowie guter Zyklenstabilität1,2. Zinndioxid (SnO2) als vielversprechende Alternative zur derzeit verwendeten Graphitanode für LIBs der nächsten Generation hat aufgrund seiner hohen theoretischen Kapazität von 781 mAh g−1, die doppelt so hoch ist wie die der herkömmlichen Graphitanode, große Aufmerksamkeit erhalten ( 372 mAh g−1)3,4. Die praktische Anwendung der SnO2-basierten Anode wurde jedoch durch die inhärent starken Volumenänderungen (bis zu 300 %) während der großen Mengen an Li-Ionen-Insertion und -Extraktion behindert; Dies kann zu einer Pulverisierung des aktiven Materials und einem Verlust des elektrischen Kontakts führen und schließlich zu einer schlechten Kapazitätserhaltung führen3,4,5. Um dieses Problem zu lösen, wurden verschiedene Strategien vorgeschlagen, wie etwa nanoskalige Elektroden6,7,8, mit Kohlenstoff oder Polymeren hybridisierte Elektroden9,10,11,12 und Elektroden, die für einzigartige Architekturen entwickelt wurden13,14,15,16.

Eine dreidimensionale (3D) poröse Metallarchitektur sollte mehrere wichtige Vorteile haben, darunter die folgenden: (i) einfacher Zugang des Elektrolyten zur Elektrodenoberfläche, (ii) erleichterter Ladungstransfer über die Grenzfläche zwischen Elektrode und Elektrolyt, (iii) verminderte Spannung auf die Pulverisierung von aktivem Material durch Bereitstellung von Hohlräumen, um die großen Volumenänderungen zu absorbieren, außerdem (iv) hohe Elektronenwege in der Elektrodenbaugruppe17,18,19. Es wurden verschiedene Herstellungen des 3D-Metallgerüsts untersucht, beispielsweise eine inverse Opalstruktur18,20, ein Edelstahlnetz21, Schäume22,23,24, lange Ketten aus Partikeln25 und Fasern26 oder die Anordnung von Drähten27. Darüber hinaus kann eine duale Porengrößen- und Porenformverteilungsarchitektur, ein ineinandergreifendes, hochporöses Metallgerüst, die Volumendichte des aktiven Materials erhöhen, indem die Oberfläche des 3D-Gerüsts als Vorlage für abgeschiedenes aktives Material oder als aktives Material selbst vergrößert wird18, 28. Ein Gefriergussverfahren ist eine einfache, vielseitige und vielversprechende Methode zur Herstellung einer stark vernetzten Porenstruktur im Mikromaßstab29,30. Bei diesem kostengünstigen und skalierbaren Verfahren wird eine Lösung eingefroren und das gefrorene Lösungsmittel anschließend durch Gefriertrocknung entfernt, wodurch eine makroporöse Körperstruktur als Nachbildung der verfestigten Lösungsmittelstruktur entsteht29,30. Da es sich um einen physikalischen Prozess ohne chemische Reaktionen handelt und Eiskristalle verwendet werden, die aus Wasser oder anderen Formen flüssiger Templat gewonnen werden, führt das Gefriergießen im Allgemeinen zu Poren an der Oberfläche der Struktur in der Größenordnung von mehreren zehn Mikrometern bei gleichzeitiger Kanalbildung. wie Poren von mehreren zehn Mikrometern in der Struktur.

Wir berichten hier erstmals über ein neues SnO2-Anoden-Designkonzept, das auf einem 3D-makroporösen Cu-Schaum mit einer doppelten Porengrößenverteilung durch eine gerichtete Gefriergusstechnik basiert. Der Cu-Schaum wird sowohl als Anodenstromkollektor als auch als Vorlage für eine SnO2-Überzugsschicht verwendet. Der makroporöse 3D-Cu-Schaum bietet sowohl kontinuierliche Metallstreben, die als effektive Elektronenwege fungieren, als auch lokale Hohlräume, um Spannungen zu lindern, die durch große Volumenänderungen der SnO2-Beschichtungsschicht während des Zyklus entstehen. Diese Kombination von Eigenschaften der Elektrode zeigt eine hohe reversible Kapazität, eine überlegene Geschwindigkeitsfähigkeit und eine stabile Zyklenretention bei gleichzeitiger Wahrung ihrer strukturellen Integrität.

Die dreidimensionale poröse Gerüstarchitektur gilt als intelligenter Elektrodenprototyp für den effizienten Li-Ionen- und Elektronentransport17,18,19. Kürzlich haben wir gezeigt, dass kommerziell erhältlicher Cu-Schaum eine gute elektrochemische Leistung aufweist, wenn er als Anode für LIBs verwendet wird24. In dieser Arbeit wird ein Gefriergussverfahren eingesetzt, um die volumetrische Dichte des Cu-Gerüsts zu erhöhen. Die Gefriergusstechnik wurde ursprünglich für den Einsatz bei porösen Keramiken und Polymeren erfunden, da diese eine geringere Dichte aufweisen und sich die Partikel leichter in Aufschlämmungen suspendieren lassen. Seit dem ersten Bericht über die Verwendung von aus Kollagenlösungen gewonnenen biomedizinischen Materialien im Jahr 199831 wurde die Durchführbarkeit des Gefriergusses für poröse Biomaterialien auf Keramikbasis umfassend untersucht. Im Gegensatz dazu wurden gefriergegossene Metalle erst vor Kurzem hergestellt, da sich die Partikel nur schwer festsetzen und mit dem Lösungsmittel reagieren konnten. Solche Schäume wurden durch Gefriergießen unter Verwendung von Titanpulver32, zu Kupfer reduziertem Kupferoxidpulver33 und Eisenoxidpulver34 hergestellt. Unter den vorbereiteten Schäumen (Ti, Cu und Fe2O3) kann der Cu-Schaum aufgrund der höchsten elektrischen Leitfähigkeit als das beste Gerüst für einen Stromkollektor angesehen werden. In einem weiteren Schritt sollte SnO2 als aktives Material mit dem Cu-Gerüst-Stromkollektor kombiniert werden, um mit Li-Ionen zu reagieren. Für fortschrittliche Sn-basierte Materialien wurden verschiedene Synthesemethoden wie Sputtern, chemische Gasphasenabscheidung und Elektronenstrahlabscheidung usw. entwickelt. Allerdings haben diese Methoden einen geringen Durchsatz und erfordern Vakuumbedingungen, was eine wirtschaftliche Vergrößerung erschwert. Ein alternativer Ansatz ist die Verwendung einer Sol-Gel-Methode, die viele Vorteile gegenüber den herkömmlichen Methoden mit Festkörperreaktionen bietet. Beispielsweise kann die Sol-Gel-Methode eine gute stöchiometrische Kontrolle, eine homogene molekulare Vermischung und eine gleichmäßige Partikelgrößenverteilung35 bieten; Darüber hinaus benötigt es kein Vakuumsystem und ist daher kostengünstig skalierbar. Wir haben uns daher für die Verwendung einer Sol-Gel-Methode36 entschieden, um eine SnO2-Beschichtung auf den Cu-Gerüst-Stromkollektor aufzutragen. Die Herstellungsprozesse von Cu-Schaum mittels gerichtetem Gefrierguss und SnO2-Beschichtung mittels Sol-Gel-Methoden sind in Abb. 1a–d schematisch dargestellt. Man kann somit eine SnO2-beschichtete Cu-Schaumanode (im Folgenden als SnO2/Cu-Schaum bezeichnet) herstellen, indem man vier einfache Prozesse integriert: Gefriergießen, Trocknen, Reduktion/Sintern und Sol-Gel-Beschichtung, die in einem einzigen Prozess verknüpft werden können , kontinuierlicher Prozess, der auf einen sehr hohen Durchsatz skaliert werden kann. Die oben genannten Prozesse führen zur Bildung eines 3D-kontinuierlichen metallischen und porösen Cu-Schaums, der innen mit einer SnO2-Überzugsschicht bedeckt ist, was sowohl für den Elektronen- und Li-Ionentransport als auch für Volumenänderungen der SnO2-Überzugsschicht während des Zyklierens von Vorteil ist (Abb. 1e).

Elektrodenherstellung und -architektur.

(a–d) Schematische Darstellung eines Herstellungsprozesses für eine SnO2-beschichtete Cu-Schaumelektrode. (a) Beim gerichteten Einfrieren der CuO-Aufschlämmung kam es zum Wachstum vertikaler Eiskristallkolonien gleichzeitig mit dem Einschluss von CuO-Partikeln zwischen der Eiskristallstruktur. Als Nachbildung der Eiskristalle entstand eine poröse Körperstruktur (rechter Kasten). (b) Nach dem Trocknen des Eises entstand eine poröse Schichtstruktur, bestehend aus leicht gebundenen CuO-Partikeln. (c) Der CuO-Schaum wurde dann gesintert und in einer Wasserstoffatmosphäre von dunkelgrünem CuO zu orangefarbenem Cu reduziert. (d) Zur Herstellung einer SnO2-beschichteten Cu-Schaumelektrode wurde ein SnO2-Sol-Gel-Beschichtungsverfahren eingesetzt. (e) Konzeptdiagramm des SnO2-beschichteten Cu-Schaums mit kontinuierlicher metallischer und poröser Struktur, der sowohl effektive Elektronen- und Li-Ionenwege als auch eine Spannungsreduzierung bei Volumenänderungen der SnO2-Beschichtungsschicht während des Zyklierens ermöglicht.

FE-SEM-Bilder (Abb. 2a–g) zeigen Morphologien eines so vorbereiteten Cu-Schaums vor dem Aufbringen der SnO2-Beschichtung. Der Cu-Schaum weist beim Vergleich von Seitenansichten (Abb. 2b – d) mit Draufsichten (Abb. 2e – g) verschiedene morphologische Eigenschaften auf. Abbildung 2a zeigt eine geschichtete Lamellenanordnung aus Cu-Wänden oder -Lamellen. Die vergrößerten Oberflächenmorphologien auf einer Lamelle (Abb. 2c, d), wie durch den weißen gepunkteten Kreis in Abb. 2b angezeigt, zeigen einen hohen Grad an Rauheit, der durch dendritische Morphologien der Eiskristalle verursacht wird30 und bestätigen das Vorhandensein zahlreicher kleiner Poren ca . 10 µm Durchmesser. Die oberen Bilder von Cu-Schaum in Abb. 2a, b senkrecht zur Eisfront zeigen eine zufällig ausgerichtete Schichtstruktur. Obwohl die Lamellendicken und die Abstände zwischen den Lamellen erheblich variieren (Abb. 2e), werden sie auf unter 50 bzw. 100 μm geschätzt. Abbildung 2f, g zeigt die Entwicklung von Dendriten in der Seitenansicht, die auch in Abb. 2c, d in der Vorderansicht zu sehen sind. Darüber hinaus werden die optischen Querschnittsbilder des so hergestellten Cu-Schaums in vertikaler und horizontaler Ansicht gezeigt (ergänzende Abbildung S1a bzw. b) und zeigen zahlreiche, kontinuierliche, makroporöse Wände mit einer Breite von mehreren zehn Mikrometern. Es wurde auch beobachtet, dass Lamellenbrücken, die aus überwachsenen Dendriten entstanden, schließlich die Lücken zwischen zwei benachbarten Lamellen überquerten30; Ein Beispiel ist in der ergänzenden Abbildung S1b durch blaue Kreise gekennzeichnet. Diese Beobachtung legt nahe, dass die schichtweise makroporöse Struktur kontinuierlich Verbindungen in horizontaler Richtung herstellen kann, was zu einer gut aufgebauten dreidimensionalen Cu-Netzwerkstruktur führt. Um die Porengröße und -verteilung für frisch hergestellten Cu-Schaum zu bewerten, wurde ein Quecksilber-Intrusionsporosimetrie-Test (MIP) durchgeführt. Da der MIP-Test die kanalartigen Hauptporen mit einem Durchmesser von über 100 μm nicht erkennen konnte, wurden diese sekundären Poren in der Größenordnung von einigen zehn Mikrometern erkannt. Der Hauptpeak der Porenverteilung liegt bei 14 μm, wie in der ergänzenden Abbildung S2 zu sehen ist, in qualitativer Übereinstimmung mit dem Bild in Abb. 2d; Diese Poren entstehen durch das sekundäre dendritische Wachstum von Eiskristallen. Darüber hinaus ist die Oberfläche von Cu-Schaum im Gefriergussverfahren größer als die von kommerziell erhältlichem Cu-Schaum in früheren Arbeiten24. Die Nebenbilder der ergänzenden Abbildung S2 zeigen auch die Querschnittsfläche von Cu-Schaum und seine vergrößerte Oberflächenmorphologie, was die Existenz dendritischer Eiskristalle bestätigt.

Gefriergegossener Cu-Schaum aus makroporösem Schichtaufbau.

(a) REM-Bild eines gefriergegossenen Cu-Schaums, das eine vertikal ausgerichtete Cu-Mehrschichtanordnung zeigt. Maßstabsbalken, 400 μm. (b–d) REM-Bilder der Seitenansicht des makroporösen schichtweisen Cu-Schaums. (b) Ein vergrößerter Teil des Cu-Schaums. Maßstabsbalken, 400 μm. (c) Eine poröse Cu-Schicht entstand durch dendritisches Wachstum von Eiskristallen. Maßstabsbalken, 40 μm. (d) Die Cu-Schicht mit miteinander verbundenen Mikroporen wird auch bei höherer Vergrößerung bestätigt. Maßstabsbalken, 40 μm. (e–g) Draufsicht-REM-Bilder des makroporösen schichtweisen Cu-Schaums. (e) Eine zufällig orientierte Schichtstruktur. Maßstabsbalken, 400 μm. (f) Die Entwicklung von Dendriten in der Seitenansicht, gleichzeitig beobachtet von (c,d) in der Vorderansicht. Maßstabsbalken, 40 μm. (g) Der dendritische Morphologiecharakter wird auch bei höherer Vergrößerung bestätigt. Maßstabsbalken, 40 μm.

Abbildung 3 zeigt die Querschnittsbilder von SnO2/Cu-Schaum, die durch Fräsen mit fokussiertem Ionenstrahl (FIB) und EDX-Kartierungsanalysen aufgenommen wurden, und bestätigt das Vorhandensein einer SnO2-Beschichtung nach dem Sol-Gel-Prozess (alle Elemente einschließlich Sn sind in der ergänzenden Abbildung dargestellt). S3). Die interessierenden Bereiche, die in Abb. 3 durch die weiß gepunkteten Rechtecke gekennzeichnet sind, werden zufällig zum Vergleich der oberen und inneren Bereiche des SnO2/Cu-Schaums ausgewählt. Eine SnO2-Schicht an der Oberseite ist auf den Cu-Schaum aufgetragen und beträgt schätzungsweise ca. 500 nm dick. Darüber hinaus ist das Vorhandensein einer inneren SnO2-Überzugsschicht deutlich zu erkennen, wie durch die blauen Pfeile angedeutet, die eine Pore im Cu-Schaum umgibt, die durch die Dendritenbildung auf der Lamellenoberfläche entsteht. Die innere SnO2-Beschichtungsschicht ist dünner als die obere SnO2-Beschichtungsschicht. Um das Vorhandensein einer SnO2-Beschichtung in der Mitte des 300 μm dicken SnO2/Cu-Schaums zu bestätigen, wurden Querschnitts-REM- und EDX-Kartierungsbilder bei ca. 150 μm Tiefenposition. Ergänzende Abbildung S4a zeigt einen gesamten Querschnitt des SnO2/Cu-Schaums, der in Polymerharz montiert und nach standardmäßigen metallografischen Verfahren poliert wurde. Die vergrößerte Oberfläche der Lamelle im Inneren des SnO2/Cu-Schaums (ergänzende Abbildung S4b) zeigt die Grenze zwischen der Cu-Wand und dem Polymerharz bei ca. 150 μm Tiefenposition. Die Lamelle im Inneren des SnO2/Cu-Schaums ist mit einer hellen, dünnen Schicht bedeckt, was auf das Vorhandensein von Sn bei ca. 150 μm Tiefenposition (Ergänzende Abbildung S4c, d). Ergänzende Abbildung S5 vergleicht XRD-Muster des frisch hergestellten Cu-Schaums, des SnO2/Cu-Schaums und des SnO2-Pulvers, die direkt aus dem Sol-Gel-Verfahren erhalten wurden, und einer kommerziellen SnO2-Pulveraufschlämmung, die als Kontrolle auf Kupferfolie geklebt wurde (im Folgenden als SnO2 SG und SnO2 bezeichnet). NPs). Das XRD-Muster des so hergestellten Cu-Schaums identifiziert Beugungspeaks für metallisches Kupfer (JCPDS 04-0836). Die sowohl in SnO2/Cu-Schaum als auch in SnO2-NPs beobachteten Beugungspeaks werden entweder SnO2 mit tetragonaler Rutilstruktur (JCPDS 41-1445) oder Cu (JCPDS 04-0836) zugeordnet, wobei keine zusätzlichen Peaks anderen Phasen wie SnO und Cu2O entsprechen . Darüber hinaus wurde die Oxidationsstabilität von 3D-Cu-Schaum im Detail untersucht und in der ergänzenden Abbildung S5c diskutiert.

SnO2-beschichtete Cu-Schaumelektrode.

Querschnitts-REM-Bilder einer SnO2/Cu-Schaumelektrode in ihrer Gesamtheit sowie im oberen und inneren Bereich, wie durch die weiß gepunkteten Rechtecke mit Sn-Elementkartierung angezeigt. Die blauen Pfeile zeigen die innere SnO2-Beschichtungsschicht an, die eine sekundäre Pore umgibt. Maßstabsbalken: 2 μm (gesamt), 500 nm (oben) bzw. 500 nm (innen).

Um die elektrochemischen Eigenschaften der SnO2/Cu-Schaumelektrode zu verstehen, wurde eine zyklische Voltammetrie (CV)-Messung im Bereich von 0,01–2,0 V bei einer Abtastrate von 0,1 mV s−1 durchgeführt (ergänzende Abbildung S6a). Die drei CV-Profile von SnO2/Cu-Schaum, die aus unterschiedlichen Solkonzentrationen erhalten werden, stimmen mit dem elektrochemischen Verhalten von Anodenmaterialien auf SnO2-Basis37,38 überein. Die normalisierten CV-Profile zeigen die reaktive Oberfläche der Elektrode, was auf die höchste Porositätsentwicklung der SnO2-Überzugsschicht aus der 10 M Sn(II)-Lösung schließen lässt. Der pH-Wert und/oder die Viskosität, die sich aus der unterschiedlichen Solkonzentration ergeben, können die Gelierungsumgebung und die Entwicklung eines porösen Gels beeinflussen39. Darüber hinaus wurde der Einfluss der Solkonzentration auf die Leistung der LIBs bei einer Stromrate von 1 C (1 C = 781 mA g−1) gemessen. Die Li-Ionenkapazität wird durch Erhöhen der Sn (II) -Lösung erhöht, wie in der ergänzenden Abbildung S6b dargestellt. Infolgedessen wurde die Solkonzentration für nachfolgende Experimente auf 10 M kontrolliert.

Die Spannungsprofile von SnO2/Cu-Schaum, SnO2 SG und SnO2 NPs während der ersten beiden Zyklen bei 0,5 °C sind in der ergänzenden Abbildung S7 dargestellt. Alle Elektroden weisen einen ähnlichen elektrochemischen Weg auf, was früheren Berichten über die SnO2-basierte Anode entspricht37,38. Der SnO2/Cu-Schaum liefert eine Kapazität von 1856 mAh g−1 bei der ersten Entladekurve und eine reversible Kapazität von 1258 mAh g−1. Die Entladungskurve weist ein Plateau bei ~0,9 V auf, das auf die Bildung einer Festelektrolyt-Grenzflächenschicht (SEI) und die Umwandlungsreaktion von SnO2 in Sn und Li2O zurückzuführen ist. Die zweiten Entlade- und Ladekapazitäten von SnO2/Cu-Schaum betragen 1292 mAh g−1 bzw. 1224 mAh g−1. Die erhöhte Kapazität gegenüber der theoretischen Kapazität von 781 mAh g−1 basierend auf der herkömmlichen Legierungsreaktion () kann aus der irreversiblen Kapazität aufgrund der Elektrolytzersetzung und der Reversibilität der Umwandlungsreaktion () resultieren. Wenn die Umwandlungsreaktion vollständig reversibel ist, erhöht sich die theoretische Kapazität von SnO2 auf bis zu 1494 mAh g−1. Die zweite Entladungskurve unterscheidet sich von der ersten darin, dass das Spannungsplateau verschwunden ist, was darauf hindeutet, dass die Bildung der SEI-Schicht und Li2O hauptsächlich im ersten Zyklus erfolgt37,38. Die Zyklenleistung von SnO2/Cu-Schaum, SnO2 SG und SnO2 NPs bei 0,5 °C wurde in Abb. 4a bewertet. Obwohl sich die Kapazitäten aller Elektroden während der ersten 10 Zyklen mit ähnlicher Abnahmerate verschlechtern, weist der SnO2/Cu-Schaum anschließend eine überlegene Kapazitätserhaltung auf, im Gegensatz zum starken Kapazitätsabbau von fast 90 % sowohl bei SnO2 SG als auch bei SnO2 NPs. Darüber hinaus weist die Kapazität von SnO2/Cu-Schaum nach 50 Zyklen eine relativ hohe Kapazität von 750 mAh g−1 auf, was besser ist als bei allen kürzlich berichteten Sn-basierten Anoden bis auf eine4022,41,42,43,44,45,46 ,47,48,49,50,51. Der Coulomb-Wirkungsgrad von SnO2/Cu-Schaum liegt beim ersten Zyklus bei etwa 68 %, beträgt nach dem zweiten Zyklus jedoch etwa 95 % und bleibt nach 50 Zyklen bei etwa 98 %, was eine gute Kapazitätserhaltung zeigt. Unter Berücksichtigung der Existenz von CuO und Cu2O, wie in der ergänzenden Abbildung S5c erläutert, und der Möglichkeit ihrer Reaktivität mit Lithium kann das aktive Material auf die Summe aus SnO2, CuO und Cu2O erweitert werden. Daher kann die gravimetrische Leistung von SnO2/Cu-Schaum um maximal 7,28 % abnehmen, wie in der ergänzenden Abbildung S8 dargestellt. Die elektrochemischen Reaktionen der Elektrode während des Entlade- und Ladevorgangs können durch die unterschiedlichen Kapazitätsprofile deutlicher dargestellt werden; Das sind die Differenzkapazitäts-Spannungsdiagramme. Abb. 4b zeigt die unterschiedlichen Kapazitätsprofile von SnO2/Cu-Schaum bei den ausgewählten Zyklen. Die deutlichen Spitzen zwischen 0,7 V und 0,01 V nach dem zweiten Zyklus entsprechen den spezifischen Lithiierungsschritten bei der Bildung von LixSn52,53. Die Lithiierungspeaks von SnO2/Cu-Schaum zeigen nach dem 20. Zyklus ein relativ stabiles Verhalten, was darauf hindeutet, dass die reversible Li-Ionen-Insertion in SnO2/Cu-Schaum fortgesetzt werden kann.

Elektrochemische Eigenschaften.

(a) Zyklusleistung von SnO2/Cu-Schaum, SnO2 SG und SnO2 NPs bei einer Stromrate von 0,5 C während 50 Zyklen und ihre Coulomb-Effizienz. (b) Differenzielle Kapazitätsprofile des SnO2/Cu-Schaums, differenziert vom Entladungsspannungsprofil nach den ausgewählten Zyklen. (c) Geschwindigkeitsleistung des SnO2/Cu-Schaums bei verschiedenen C-Raten von 0,1 C bis 2 C. (d) Spannungsprofile des SnO2/Cu-Schaums bei den endgültigen Entlade-/Ladevorgängen in jedem Stromratenschritt. (e) Vergleich der Kapazität bei verschiedenen Stromraten für den SnO2/Cu-Schaum mit anderen Sn-basierten Anodenmaterialien, über die in den letzten Jahren berichtet wurde. Die gesamte spezifische Kapazität und Stromrate werden basierend auf der SnO2-Masse berechnet.

Die Stromrate von SnO2/Cu-Schaum wurde bewertet, indem die Stromrate schrittweise von 0,1 °C auf 2 °C erhöht und dann wieder auf 0,1 °C gesenkt wurde, wie in Abb. 4c dargestellt. Beim Zyklieren bei 0,1 C verringerte sich die anfängliche Ladekapazität von 1330 mAh g−1 allmählich bis zum 10. Zyklus auf 1110 mAh g−1. Die Kapazität beginnt jedoch eine stabile Kapazitätserhaltung zu zeigen und zeigt eine ausgezeichnete Zyklenstabilität bis zum 50. Zyklus, wo die Kapazität etwa 590 mAh g−1 bei 2 C beträgt. Nach 50 Zyklen, wenn die Stromrate auf 0,1 C zurückgekehrt ist, Die Kapazität von SnO2/Cu-Schaum hat sich erheblich erholt und zeigt eine gute Ratenfähigkeit. Abbildung 4d zeigt das endgültige Entlade- und Ladespannungsprofil in jedem Stromratenschritt für die in Abb. 4c dargestellten Messungen. Selbst bei der höchsten Stromrate von 2 C wird immer noch Lithiierung beobachtet, wie durch ein abfallendes Spannungsprofil um 0,1 V gezeigt, was der Bildung von LixSn52,53 entspricht. Darüber hinaus wird die Lithiierung durch Bildung von LixSn auch bei 2 ° C in der ergänzenden Abbildung S9 deutlicher dargestellt. Abbildung 4e vergleicht die Geschwindigkeitskapazitäten verschiedener Sn-basierter Anodenmaterialien, über die in den letzten Jahren berichtet wurde, was bestätigt, dass die überlegene Geschwindigkeitskapazität des in dieser Studie untersuchten SnO2/Cu-Schaums nahe an der besten Leistung von Sn-basierten nanoskaligen Materialien liegt weit40.

Es gibt folgende vorteilhafte Eigenschaften eines solchen 3D-makroporösen Elektrodendesigns, die dem SnO2-beschichteten Cu-Schaum eine stabile Zyklenleistung und eine gute Geschwindigkeitsfähigkeit verleihen: (i) intrinsische strukturelle Integrität des 3D-offenen Netzwerks mit miteinander verbundenen Poren und kontinuierlichen Metallwänden innerhalb der Elektrode ermöglicht einen schnelleren Transport von Li-Ionen und Elektronen. (ii) Das Vorhandensein kleinerer Oberflächenporen im Cu-Gerüst mit doppelter Porengröße erzeugt eine größere Oberfläche und vergrößert die Kontaktfläche zwischen aktivem Material und Stromkollektor, wodurch der Grenzflächenwiderstand deutlich verringert wird. (iii) Cu-Schaum mit miteinander verbundenen Poren kann die Spannung abbauen, die durch die großen Volumenänderungen von beschichtetem SnO2 während des Zyklierens verursacht wird. In der ergänzenden Abbildung S10a bleibt die Münzform der SnO2/Cu-Schaumelektrode nach dem Zyklus erhalten, aber die seitlichen und oberen Morphologien bei hoher Vergrößerung sind grob und pulverisiert, wie in der ergänzenden Abbildung S10b bzw. c gezeigt. Um die hervorragende stabilisierende Wirkung von SnO2/Cu-Schaum zu verdeutlichen, wurde der Querschnitt der SnO2-Beschichtung mithilfe von FIB-Fräs- und EDX-Mapping-Analysen nach 50 Zyklen bei 1 °C untersucht (Abb. 5a). Alle Elemente einschließlich Sn sind in der ergänzenden Abbildung S10d dargestellt. Die obere SnO2-Beschichtungsschicht ist nach 50 Zyklen im Vergleich zur anfänglichen oberen Beschichtungsschicht von 500 nm deutlich auf ~2 μm ausgedehnt (Abb. 3). Die innere SnO2-Beschichtung behält jedoch eine ähnlich dünne Schicht bei, wie durch die blauen Pfeile angezeigt, was zeigt, dass die innere Beschichtungsschicht erhalten bleibt, ohne durch die erheblichen Volumenänderungen durch wiederholte Li-Ionen-Insertion und -Extraktion pulverisiert zu werden. Darüber hinaus wurde eine elektrochemische Impedanzspektroskopie (EIS)-Messung des SnO2/Cu-Schaums und der SnO2-NPs nach Abschluss der verschiedenen Zyklen bei 1 °C durchgeführt (Abb. 5b, c). Es gibt keinen offensichtlichen Impedanzanstieg im SnO2/Cu-Schaum, was auf ein begrenztes Wachstum der SEI-Schicht schließen lässt, was auf die innere dünne SnO2-Überzugsschicht im Cu-Gerüst zurückzuführen ist, wohingegen die Impedanz der SnO2-NPs, die der SEI-Schicht entsprechen, kontinuierlich zunimmt. Der stabile SEI von SnO2/Cu-Schaum bis 50 Zyklen wird in der ergänzenden Abbildung S11 bestätigt. Die stabile SEI-Bildung auf unserer 3D-Elektrode, die mit der Erhaltung der inneren SnO2-Beschichtungsschicht einhergeht, sollte für die stabile Zyklenleistung sowie die hochgradig reversible Ratenkapazität wichtig sein.

Morphologie der SnO2/Cu-Schaumelektrode nach 50 Zyklen und Zellimpedanztest.

(a) Querschnitts-REM-Bilder der SnO2/Cu-Schaumelektrode nach 50 Zyklen bei 1 °C in ihrer Gesamtheit sowie in den oberen und inneren Bereichen, wie durch die weiß gepunkteten Rechtecke mit Sn-Elementkartierung angezeigt. Die blauen Pfeile zeigen eine während des Zyklus erhaltene innere SnO2-Beschichtungsschicht an. Maßstabsbalken: 4 μm (gesamt), 4 μm (oben) bzw. 1 μm (innen). (b) Zellimpedanztests des SnO2/Cu-Schaums und der SnO2-NPs nach den ausgewählten Zyklen bei 1 °C.

Um zusätzliche Einblicke in die stabile SnO2-Beschichtungsschicht zu gewinnen, wurden die Spannungsprofile von SnO2/Cu-Schaum und SnO2-NPs untersucht (ergänzende Abbildung S12a, b). Es wird beobachtet, dass das unterschiedliche elektrochemische Verhalten während des Ladevorgangs insbesondere bei hohen Spannungen von etwa über 1,0 V zwischen den Elektroden auftritt. Ein Teil der Li2O-Matrix zersetzt sich bei Delithiierung über 1,0 V und der bei der Zersetzung entstehende Sauerstoff reagiert mit Sn unter Bildung von SnOx44,54. Aus dem Vergleich der unterschiedlichen Kapazitätsprofile im Ladevorgang zwischen dem 2. und 10. Zyklus des SnO2/Cu-Schaums und der SnO2-NPs (ergänzende Abbildung S12c) wurde die Fläche erhalten, die der Zersetzung von Li2O und der Oxidation von Sn zu SnO2 entspricht aus der integrierten Ladung in den Differentialkurven bei Spannungen über 1,0 V, nimmt sowohl bei SnO2/Cu-Schaum als auch bei SnO2-NPs nach 10 Zyklen ab. In der ergänzenden Abbildung S12d nimmt die Fläche für die teilweise reversible Oxidation von Sn in SnO2-NPs nach 30 Zyklen mit einer vernachlässigbaren Menge des zersetzten Li2O stark ab, wohingegen die Fläche im SnO2/Cu-Schaum bis zum 50. Zyklus erheblich erhalten bleibt, was darauf hindeutet, dass die Die SnO2-Überzugsschicht in Cu-Schaum ist geometrisch stabil.

Zusammenfassend haben wir einen SnO2-beschichteten 3D-Cu-Schaum entwickelt, indem wir eine einfache und skalierbare Kombination aus Gefrierguss- und Sol-Gel-Beschichtungsprozessen eingesetzt haben. Das beschichtete Cu-Gerüst mit einer 3D-makroporösen Metallnetzwerkstruktur wird hergestellt und erstmals in einer Lithium-Ionen-Batterieanode verwendet. Die einzigartige 3D-Struktur mit einer doppelten Porengrößen- und Porenformverteilung ermöglicht einen schnellen Transport von Li-Ionen und Elektronen und berücksichtigt die großen Volumenänderungen der SnO2-Beschichtungsschicht während des Zyklus. Indem wir diese Vorteile des Cu-Schaums nutzten, erreichten wir erfolgreich eine hoch reversible Kapazität und eine überlegene Geschwindigkeitsfähigkeit, was nahezu der besten Leistung von Sn-basierten nanoskaligen Materialien entspricht, über die bisher berichtet wurde. Darüber hinaus ist die Schaumherstellung durch Gefriergießen vielseitig und kann auf andere Metalle als Cu ausgeweitet werden, und die Schäume können auf andere Anodenmaterialien mit hoher Kapazität angewendet werden, bei denen derzeit aufgrund der großen Volumenänderungen bei wiederholter Li-Ionen-Insertion zyklische Schäden auftreten und Extraktion.

Nanogroßes Kupferoxidpulver (CuO) mit einer Partikelgröße von 40–80 nm und einer Reinheit von 99,9 % wurde von Inframat Advanced Materials (Manchester, CT, USA) bezogen. Eine Kupferoxid-Pulveraufschlämmung wurde durch die folgenden Schritte hergestellt: 49,4 Gew.-% Kupferoxidpulver und 2,5 Gew.-% Polyvinylalkohol-Bindemittel (PVA, Sigma-Aldrich Co., USA) wurden langsam in 30 ml entionisiertem Wasser suspendiert und gelöst Rühren und Ultraschallbehandlung. Die Aufschlämmung wurde dann auf einige Grad über dem Gefrierpunkt von Wasser abgekühlt und in eine Teflonform (54 mm Innendurchmesser, 77 mm Länge) gegossen, die auf einem Kupferstab platziert war. Die Gefriergussvorrichtung ist schematisch in der ergänzenden Abbildung S13 dargestellt. Der isolierte Stahlbehälter wurde mit flüssigem Stickstoff (außen) und Ethylalkohol (innen) gefüllt und die Temperatur an der Oberseite des Kupferstabs wurde mithilfe einer Heizung auf –10 °C fixiert. Während des gerichteten Einfrierens der Kupferoxidaufschlämmung kam es zum Wachstum vertikaler Eiskristallkolonien, begleitet vom Einschluss von Kupferoxidpartikeln zwischen den Eiskristallen. Sobald das Einfrieren abgeschlossen war, wurde die Probe 40 Stunden lang in einem Gefriertrockner bei –88 °C und einem Vakuum von 0,005 Torr sublimiert. Nach der Sublimation des Eises entstand eine kontinuierliche, makroporöse Schichtstruktur, die aus länglichen Kanälen bestand, die durch miteinander verbundene, parallele Wände aus leicht gebundenen Kupferoxidpartikeln getrennt waren. Anschließend wurde der Grünkörperschaum in einer Wasserstoffatmosphäre von Kupferoxid zu Kupfer reduziert. Reduktion und Sintern bestanden aus 4-stündigem Vorsintern bei 250 °C und 14-stündigem Primärsintern bei 800 °C; Diese wurden in einem Röhrenofen mit 5 % H2/Ar-Gas bei einer Heizrate von 5 °C min−1 durchgeführt. Wie in der ergänzenden Abbildung S14a gezeigt, verwandelte sich der dunkelgrüne CuO-Schaum nach der Reduktion in der Wasserstoffatmosphäre in ein typisches Cu-Orange und erfuhr eine Volumenschrumpfung von 44 %. Vor dem Aufbringen der SnO2-Beschichtung auf den gefriergegossenen Cu-Schaum wurde der Cu-Schaumkörper in dünne Abschnitte geschnitten und mit kolloidalem Aluminiumoxid nach standardmäßigen metallografischen Verfahren auf eine Dicke von 300 μm poliert. Der gefriergegossene Cu-Schaum mit einer Dicke von 300 μm wurde für eine Elektrode verwendet, aber die Dicke des Cu-Schaums war viel dicker als der herkömmliche Cu-Folienstromkollektor mit 20 μm und auch die vorherige 3D-Gerüstelektrode mit 160 μm55, 59 μm56 und 10 μm20. Der große Größenunterschied der Elektrodenhöhe kann durch die Einführung eines physikalischen Schneid- oder Kompressionsprozesses unter hohem Druck weiter verringert werden55,56. Daher besteht in dieser Arbeit die Möglichkeit, die volumetrische Energiedichte durch Reduzierung der Dicke des Cu-Schaums zu verbessern. Anschließend wurden Scheiben mit 11 mm Durchmesser ausgestanzt. Der vorbereitete Cu-Schaum wurde 1 Stunde lang in einem 5 %igen H2/Ar-Mischgas auf 500 °C erhitzt, um jegliches verbleibendes Bindemittel oder übrig gebliebene Lösung aus dem Polierprozess zu verbrennen. Ergänzende Abbildung S14b zeigt die Entwicklung von Cu-Streben in Abhängigkeit von der Position des Cu-Schaumkörpers, wie oben und in der Mitte angegeben. Um ein dichtes Gerüst zu erhalten, wurde die Schicht in der Mittelposition ausgewählt und für die folgenden Schneid- und Polierprozesse vorbereitet.

Eine SnO2-basierte Lösung wurde hergestellt, indem 0,338 g SnCl2·2 H2O in einem Lösungsmittelgemisch bestehend aus 0,03 ml 37 %iger Salzsäure und 0,47 ml Ethanol gelöst wurden, um eine 3 M Sn(II)-Lösung (0,564 g und 1,128 g SnCl2) zu erhalten ·2H2O für 5 M bzw. 10 M), das anschließend 24 Stunden bei Raumtemperatur gealtert wurde. Anschließend wurde der Lösung dreifach entionisiertes Wasser (0,03 ml) zugesetzt und die Lösung weitere 24 Stunden lang gealtert. Die Cu-Schaumelektrode wurde 24 Stunden lang in das vorbereitete Gel eingetaucht, gefolgt von der Verdampfung des Lösungsmittels bei 80 °C im Vakuum. Eine 2-stündige Wärmebehandlung bei 500 °C in einer Ar-Atmosphäre wandelte das Zinnoxid-Vorläufergel in kristallines SnO2 um (ergänzende Abbildung S15). Die Masse des beschichteten SnO2 vor und nach der Sol-Gel-Beschichtung wurde mit einer Mikrowaage mit einer Genauigkeit von 0,01 mg gewogen. Die durchschnittliche SnO2-Beladungsmasse der Elektrode betrug 1,71 mg cm−2.

Der SnO2/Cu-Schaum wurde ohne Zusatz von Bindemitteln oder Leitmitteln in einer Knopfzelle als Arbeitselektrode zusammengebaut und mit einer SnO2-Pulverelektrode als Kontrolle verglichen. Für die Kontroll-SnO2-Pulverelektrode wurden kommerzielle SnO2-NPs (<100 nm, gekauft von Aldrich) oder direkt aus dem Sol-Gel-Verfahren erhaltenes SnO2-Pulver mit Ketchen Black als Leitmittel und PVDF als Bindemittel in N-Methyl-2 gemischt -Pyrrolidon (NMP)-Lösungsmittel. Das Gewichtsverhältnis SnO2:Ketchen Black:PVDF betrug 70:15:15. Die gemischte Aufschlämmung wurde mit einem Rakelverfahren gleichmäßig auf eine Cu-Folie aufgetragen, die als herkömmlicher Stromkollektor diente. Die Elektrode wurde 8 Stunden lang im Vakuum bei 120 °C getrocknet. Die durchschnittliche SnO2-Beladungsmasse der Pulverelektrode betrug 1,82 mg cm−2. Knopfzellen vom Typ 2032, bestehend aus SnO2/Cu-Schaum oder SnO2-NPs als Arbeitselektrode und mit einer Lithiummetallfolie als Gegen- und Referenzelektrode, wurden in einer Handschuhbox unter einer trockenen Ar-Atmosphäre zusammengebaut. Der in dieser Studie verwendete Elektrolyt war 1,0 M LiPF6, gelöst in einer Mischung aus Ethylencarbonat (EC) und Diethylcarbonat (DEC) im Volumenverhältnis 1:1. An den Knopfzellen wurden galvanostatische Tests (WBCS3000 Cycler, WonATech, Korea) bei einer Stromrate von 1 C (781 mA g−1) im Spannungsbereich von 2,0 V bis 0,01 V (vs. Li+/Li) bei 25 ° durchgeführt C. XRD-Muster wurden mit einem Bruker D-5005 unter Verwendung von Cu-Kα-Strahlung (λ = 1,5406 Å) bei 40 kV und 40 mA mit einem Scanbereich von 20–80° erhalten. Die Morphologien der Proben wurden mittels Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FE-SEM) charakterisiert (Carl Zeiss, SUPRA 55VP). Die Porengrößenverteilung und die Porosität des Cu-Schaums wurden mithilfe der Mercury Intrusion Porosimetry (MIP) (AutoPore IV 9510, Micromeritics) analysiert. Ein Röntgenphotoelektronenspektrometer (XPS) wurde auf der Oberfläche der Elektrode mit Ar-Ionenstrahlätzung während 120 s unter Verwendung von VG Scientifics (Al Kα-Quelle) betrieben. Die Ergebnisse wurden durch Referenzierung von C1s bei 285 eV mithilfe der Avantage-Software kalibriert. Die elektrochemische Impedanzspektroskopie (EIS) wurde im geladenen Zustand (2,0 V vs. Li+/Li) nach den ausgewählten Zyklen mit einer Amplitude von 10 mV und einem Frequenzbereich von 100 kHz bis 10 MHz (Zahner, Deutschland) durchgeführt.

So zitieren Sie diesen Artikel: Ähm, JH et al. Makroporöse 3D-Elektrode und hohe Leistung in Lithium-Ionen-Batterien mit SnO2-Beschichtung auf Cu-Schaum. Wissenschaft. Rep. 6, 18626; doi: 10.1038/srep18626 (2016).

Tarascon, J.-M. & Armand, M. Probleme und Herausforderungen für wiederaufladbare Lithiumbatterien. Nature 414, 359–367 (2001).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Etacheri, V., Marom, R., Elazari, R., Salitra, G. & Aurbach, D. Herausforderungen bei der Entwicklung fortschrittlicher Li-Ionen-Batterien: eine Übersicht. Energieumwelt. Wissenschaft. 4, 3243–3262 (2011).

CAS Google Scholar

Chen, JS & Lou, XW SnO2-basierte Nanomaterialien: Synthese und Anwendung in Lithium-Ionen-Batterien. Klein 9, 1877–1893 (2013).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Park, C.-M., Kim, J.-H., Kim, H. & Sohn, H.-J. Anodenmaterialien auf Li-Legierungsbasis für Li-Sekundärbatterien. Chem. Soc. Rev. 39, 3115–3141 (2011).

Google Scholar

Huang, JY et al. In-situ-Beobachtung der elektrochemischen Lithiierung einer einzelnen SnO2-Nanodrahtelektrode. Wissenschaft 330, 1515–1520 (2010).

CAS ADS PubMed Google Scholar

Aricò, AS, Bruce, P., Scrosati, B., Tarascon, J.-M. & Schalkwijk, WV Nanostrukturierte Materialien für fortschrittliche Energieumwandlungs- und Speichergeräte. Natur Mater. 4, 366–377 (2005).

ADS Google Scholar

Lee, KT & Cho, J. Rolle der Nanogröße in Lithium-reaktiven Nanomaterialien für Lithium-Ionen-Batterien. Nano Today 6, 28–41 (2011).

CAS Google Scholar

Kim, W.-S., Hwa, Y., Jeun, J.-H., Sohn, H.-J. & Hong, S.-H. Synthese von SnO2-Nanohohlkugeln und ihre Größeneffekte bei der Anodenanwendung von Lithium-Ionen-Batterien. J. Stromquellen. 225, 108–112 (2013).

CAS ADS Google Scholar

Lia, H. & Zhou, H. Verbesserung der Leistung von Li-Ionen-Batterien durch Kohlenstoffbeschichtung: Gegenwart und Zukunft. Chem. Komm. 48, 1201–1217 (2012).

Google Scholar

Wang, C. et al. Selbstheilende Chemie ermöglicht den stabilen Betrieb von Silizium-Mikropartikelanoden für Hochenergie-Lithium-Ionen-Batterien. Naturchem. 5, 1042–1048 (2013).

CAS ADS Google Scholar

Gao, G., Wu, HB, Ding, S. & Lou, XW Herstellung von kohlenstoffbeschichteten NiCo2O4@SnO2-Hetero-Nanostrukturen und ihre reversiblen Lithiumspeichereigenschaften. Klein 11, 432–436 (2015).

CAS PubMed Google Scholar

Zhang, L., Zhang, G., Wu, HB, Yu, L. & Lou, XW Hierarchische Röhrenstrukturen aus kohlenstoffbeschichteten SnO2-Nanoplatten für die hochreversible Lithiumspeicherung. Adv. Mater. 25, 2589–2593 (2013).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Jiang, J. et al. Jüngste Fortschritte beim Design metalloxidbasierter Elektrodenarchitekturen für die elektrochemische Energiespeicherung. Adv. Mater. 24, 5166–5180 (2012).

CAS PubMed Google Scholar

Wang, B., Luo, B., Li, X. & Zhi, L. Die Dimensionalität von Sn-Anoden in Li-Ionen-Batterien. Mater. Heute 15, 544–552 (2012).

CAS Google Scholar

Liang, J. et al. Schalenartige SnO2@Carbon-Hohlpartikel als fortschrittliches Anodenmaterial für Lithium-Ionen-Batterien. Angew. Chem. Int. Ed. 53, 12803–12807 (2014).

CAS Google Scholar

Lytle, JC, Yan, H., Ergang, NS, Smyrl, WH & Stein, A. Strukturelle und elektrochemische Eigenschaften dreidimensional geordneter makroporöser Zinn(IV)-Oxidfilme. J. Mater. Chem. 14, 1616–1622 (2004).

CAS Google Scholar

Garcíaa, RE & Chiang, Y.-M. Ortsaufgelöste Modellierung mikrostrukturell komplexer Batteriearchitekturen. J. Elektrochem. Soc. 154, A856–A864 (2007).

Google Scholar

Zhang, H., Yu, X. & Braun, PV Dreidimensionale, bikontinuierliche, ultraschnelle Lade- und Entladeelektroden für Massenbatterien. Natur Nanotechnologie. 6, 277–281 (2011).

CAS ADS Google Scholar

Vu, A., Qian, Y. & Stein, A. Poröse Elektrodenmaterialien für Lithium-Ionen-Batterien – wie man sie vorbereitet und was sie besonders macht. Adv. Energie Mater. 2, 1056–1085 (2012).

CAS Google Scholar

Zhang, H. & Braun, PV Dreidimensionale Metallgerüste unterstützte bikontinuierliche Siliziumbatterieanoden. Nano Lett. 12, 2778–2783 (2012).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Kim, J.-H., Myung, S.-T. & Sun, Y.-K. Schmelzsalzsynthese von LiNi0,5Mn1,5O4-Spinell für Kathodenmaterial der 5-V-Klasse einer Li-Ionen-Sekundärbatterie. Elektrochim. Acta 49, 219–227 (2004).

CAS Google Scholar

Li, Adv. Energie Mater. 2, 238–244 (2012).

Google Scholar

Fu, Y. et al. Templatfrei synthetisierte Ni-Nanoschäume als nanostrukturierte Stromkollektoren für Hochleistungselektroden in Lithium-Ionen-Batterien. J. Mater. Chem. A 1, 10002–10007 (2013).

CAS Google Scholar

Ähm, JH et al. 3D-verbundener SnO2-beschichteter Cu-Schaum als Hochleistungsanode für Lithium-Ionen-Batterieanwendungen. RSC Adv. 4, 58059–58063 (2014).

CAS Google Scholar

Li, CC et al. Durch komprimiertes Wasserstoffgas induzierte Synthese von Au-Pt-Kern-Schale-Nanopartikelketten für Hochleistungskatalysatoren für Li-O2-Batterien. J. Mater. Chem. A 2, 10676–10681 (2014).

CAS ADS Google Scholar

Takasaki, T. et al. Faserartige Ni(OH)2-Elektrode für Nickel-Metallhydrid-Batterien: Superschnelle Ladung/Entladung und lange Lebensdauer. J. Elektrochem. Soc. 159, A1891–A1896 (2012).

CAS Google Scholar

Ni, W., Wu, HB, Wang, B., Xu, R. & Lou, XW Eintopfsynthese ultraleichter Nickel-Nanoschäume aus Nanodrähten und ihre Umwandlung in verschiedene funktionelle Nanoschäume. Small 8, 3432–3437 (2012).

CAS PubMed Google Scholar

Dutta, S., Bhaumik, A. & Wu, KC-W. Hierarchisch poröser Kohlenstoff aus Polymeren und Biomasse: Auswirkung miteinander verbundener Poren auf Energieanwendungen. Energieumwelt. Wissenschaft. 7, 3574–3592 (2014).

CAS Google Scholar

Deville, S., Saiz, E., Nalla, RK & Tomsia, AP Einfrieren als Weg zum Aufbau komplexer Verbundwerkstoffe. Wissenschaft 311, 515–518 (2006).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Deville, S. Gefriergießen poröser Keramik: Ein Überblick über aktuelle Erfolge und Probleme. Adv. Energie Mater. 10, 155–169 (2008).

CAS Google Scholar

Schoof, H., Bruns, L., Apel, J., Heschel, I. & Rau, G. Einfluss des Einfriervorganges auf die Porenstruktur gefriergetrockneter Kollagenschwämme. Ki—Luft und Kältetechnik 34, 247–252 (1998).

Google Scholar

Chino, Y. & Dunand, DC Direktional gefriergegossener Titanschaum mit ausgerichteten, länglichen Poren. Acta Mater. 56, 105–113 (2008).

CAS Google Scholar

Ramos, AIC & Dunand, DC Vorbereitung und Charakterisierung gerichtet gefriergegossener Kupferschäume. Metalle 2, 265–273 (2012).

Google Scholar

Sepúlveda, R., Plunk, AA & Dunand, DC Mikrostruktur von Fe2O3-Gerüsten, erzeugt durch Gefriergießen und Sintern. Mater. Lette. 142, 56–59 (2015).

Google Scholar

Fu, LJ et al. Elektrodenmaterialien für Lithium-Sekundärbatterien, hergestellt durch Sol-Gel-Methoden. Prog. Mater. Wissenschaft. 50, 881–928 (2005).

CAS Google Scholar

Li, N., Martin, CR & Scrosati, B. Eine nanostrukturierte Zinnoxidelektrode mit hoher Geschwindigkeit und hoher Kapazität. Elektrochem. Solid-State-Lett. 3, 316–318 (2000).

CAS Google Scholar

Courtney, IA & Dahn, JR Elektrochemische und In-situ-Röntgenbeugungsstudien der Reaktion von Uthium mit Zinnoxid-Verbundwerkstoffen. J. Elektrochem. Soc. 144, 2045–2051 (1997).

CAS Google Scholar

Srinivasan, NR, Mitra, S. & Bandyopadhyaya, R. Verbesserte elektrochemische Leistung des SnO2-mesoporösen Kohlenstoff-Hybrids als negative Elektrode für Lithium-Ionen-Batterieanwendungen. Physik. Chem. Chem. Physik. 16, 6630–6640 (2014).

CAS PubMed Google Scholar

Brinker, CJ et al. Sol-Gel-Strategien für anorganische Materialien mit kontrollierter Porosität. J. Membrane Sci. 94, 85–102 (1994).

CAS Google Scholar

Qin, J. et al. Graphennetzwerke verankert mit Sn@Graphen als Lithium-Ionen-Batterieanode. ACS Nano 8, 1728–1738 (2014).

CAS PubMed Google Scholar

Lin, J. et al. Graphen-Nanobänder und nanostrukturierte SnO2-Verbundanoden für Lithium-Ionen-Batterien. ACS Nano 7, 6001–6006 (2013).

CAS PubMed Google Scholar

Zhu, Z. et al. Ultrakleine Sn-Nanopartikel eingebettet in stickstoffdotierten porösen Kohlenstoff als Hochleistungsanode für Lithium-Ionen-Batterien. Nano Lett. 14, 153–157 (2014).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Ji, L. et al. Mehrschichtige Nanoanordnung von Sn-Nanosäulen-Arrays zwischen Graphenschichten für die Lithiumspeicherung mit hoher Kapazität. Energieumwelt. Wissenschaft. 4, 3611–3616 (2011).

CAS Google Scholar

Yu, Y. et al. Li-Speicherung in 3D-nanoporösem, Au-unterstütztem nanokristallinem Zinn. Adv. Mater. 23, 2443–2447 (2011).

CAS PubMed Google Scholar

Chen, X. et al. 3D-Zinnanoden, hergestellt durch galvanische Abscheidung auf einem Virusgerüst. J. Power Sources 211, 129–132 (2012).

CAS Google Scholar

Luo, B. et al. Reduziertes durch Graphenoxid vermitteltes Wachstum einheitlicher koaxialer Nanokabel mit Zinnkern und Kohlenstoffmantel und verbesserten Lithiumionenspeichereigenschaften. Adv. Mater. 24, 1405–1409 (2012).

CAS PubMed Google Scholar

Wang, C et al. Dreidimensionale Sn-Graphen-Anode für Hochleistungs-Lithium-Ionen-Batterien. Nanoscale 5, 10599–10604 (2013).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Wang, D. et al. Hierarchische nanostrukturierte Kern-Schale-Sn@C-Nanopartikel, eingebettet in Graphen-Nanoblätter: spektroskopische Ansicht und ihre Anwendung in Lithium-Ionen-Batterien. Physik. Chem. Chem. Physik. 15, 3535–3542 (2013).

CAS PubMed Google Scholar

Luo, B. et al. Graphen-beschränkte Sn-Nanoblätter mit verbesserter Lithiumspeicherfähigkeit. Adv. Mater. 24, 3538–3543 (2012).

CAS PubMed Google Scholar

Liao, J.-Y. & Manthiram, A. Mesoporöse TiO2-Sn/C-Kern-Schale-Nanodraht-Arrays als leistungsstarke 3D-Anoden für Li-Ionen-Batterien. Adv. Energie Mater. 4, 1400403−1400401 (2014).

Google Scholar

Zhang, H., Song, H., Chen, X. & Zhou, J. Verbesserte Lithiumionenspeichereigenschaft von Sn-Nanopartikeln: Der Einschlusseffekt von Kohlenstoffnanoröhren mit wenigen Wänden. J. Phys. Chem. C 116, 22774–22779 (2012).

CAS Google Scholar

Han, S., Jang, B., Kim, T., Oh, SM & Hyeon, T. Einfache Synthese hohler Zinndioxid-Mikrokugeln und ihre Anwendung auf Anoden von Lithium-Ionen-Batterien. Adv. Funktion. Mater. 15, 1845–1850 (2005).

CAS Google Scholar

Lou, XW, Chen, JS, Chen, P. & Archer LA Eintopfsynthese von kohlenstoffbeschichteten SnO2-Nanokolloiden mit verbesserten reversiblen Lithiumspeichereigenschaften. Chem. Mater. 21, 2868–2874 (2009).

CAS Google Scholar

Kim, H. et al. Neue Einblicke in den Reaktionsmechanismus für die außergewöhnliche Kapazität geordneter mesoporöser SnO2-Elektroden mittels Synchrotron-basierter Röntgenanalyse. Chem. Mater. 26, 6361–6370 (2014).

CAS Google Scholar

Ji, H. et al. Ultradünner Graphitschaum: Ein dreidimensionales leitfähiges Netzwerk für Batterieelektroden. Nano Lett. 12, 2446–2451 (2012).

CAS PubMed ADS Google Scholar

Ji, J. et al. Mit Graphen verkapseltes Si auf ultradünnem Graphitschaum als Anode für Lithium-Ionen-Batterien mit hoher Kapazität. Adv. Mater. 25, 4673–4677 (2013).

CAS PubMed Google Scholar

Referenzen herunterladen

Y.-ES dankt dem Institute for Basic Science (IBS) in Korea. Diese Arbeit wurde durch Projektcode (IBS-R006-G1) unterstützt. YHC dankt für finanzielle Unterstützung durch das Priority Research Center Program (2009-0093814) und das Basic Science Research Program (2013R1A1A2061636) durch die National Research Foundation of Korea (NRF), die vom Bildungsministerium finanziert wird. HC dankt außerdem für die Unterstützung durch das Basic Science Research Program (2014R1A2A1A11052513) und die Forschungszentrumsprogramme Priority (2012-0006680) und Pioneer (2011-0001684) durch NRF. Herrn Matthew Glazer (Northwestern University in den USA) wird für nützliche Gespräche gedankt.

Ji hyun ähm

Aktuelle Adresse: Integrated Energy Center for Fostering Global Creative Researcher, Sungkyunkwan University, Suwon, 440-746, Republik Korea

School of Chemical and Biological Engineering, Seoul National University, Seoul, 151-742, Republik Korea

Ji Hyun Um & Yung-Eun Sung

Zentrum für Nanopartikelforschung, Institut für Grundlagenwissenschaften (IBS), Seoul, 151-742, Republik Korea

Ji Hyun Um & Yung-Eun Sung

School of Advanced Materials Engineering, Kookmin University, Seoul, 136-702, Republik Korea

Myounggeun Choi, Hyeji Park und Heeman Choe

Abteilung für Chemieingenieurwesen, Kangwon National University, Samcheok, 245-711, Republik Korea

Yong-Hun Cho

Abteilung für Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, Northwestern University, Evanston, 60208, IL, USA

David C. Dunand

Cellmotive Co. Ltd., #518, Eng. Gebäude, Kookmin University, Seoul, 136-702, Republik Korea

Ji hyun ähm

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JHU, Y.-HC und Y.-ES hatten die Idee. JHU führte die Elektrodenherstellung und elektrochemische Tests durch. MC hat den Kupferschaum hergestellt. HP war bei der SEM-Charakterisierung behilflich. JHU diskutierte die Ergebnisse mit MC, DD und HC und verfasste das Papier. Y.-HC und Y.-ES koordinierten und überwachten das Gesamtprojekt. Alle Autoren diskutierten die Ergebnisse und kommentierten das Manuskript.

Die Autoren geben an, dass keine konkurrierenden finanziellen Interessen bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Um, J., Choi, M., Park, H. et al. Makroporöse 3D-Elektrode und hohe Leistung in Lithium-Ionen-Batterien mit SnO2-Beschichtung auf Cu-Schaum. Sci Rep 6, 18626 (2016). https://doi.org/10.1038/srep18626

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Eingegangen: 18. August 2015

Angenommen: 09. November 2015

Veröffentlicht: 4. Januar 2016

DOI: https://doi.org/10.1038/srep18626

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