Einheitliche Nickelvanadat (Ni3V2O8)-Nanodraht-Arrays, organisiert durch ultradünne Nanoblätter mit verbesserten Lithiumspeichereigenschaften

Scientific Reports Band 6, Artikelnummer: 20826 (2016) Diesen Artikel zitieren

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Die Entwicklung dreidimensionaler Nanoarchitekturen auf Stromkollektoren hat sich als wirksame Strategie zur Verbesserung der Geschwindigkeitsfähigkeit und Zyklenstabilität der Elektroden herausgestellt. Hierin wurde ein neuartiger Typ von Ni3V2O8-Nanodrähten, organisiert durch ultradünne hierarchische Nanoblätter (weniger als 5 nm) auf Ti-Folie, durch ein zweistufiges hydrothermales Syntheseverfahren erhalten. Es werden Studien zu den strukturellen und thermischen Eigenschaften der so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays durchgeführt und ihre Morphologie hat sich bei der folgenden Wärmebehandlung bei 300 und 500 °C offensichtlich verändert. Als Elektrodenmaterial für Lithium-Ionen-Batterien bietet die einzigartige Konfiguration von Ni3V2O8-Nanodrähten eine verbesserte Kapazität, eine zufriedenstellende Geschwindigkeitsfähigkeit und eine gute Zyklenstabilität. Die reversible Kapazität der so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays erreicht 969,72 mAh·g−1 mit einem Coulomb-Wirkungsgrad von über 99 % bei 500 mA·g−1 nach 500 Zyklen.

Die Energieumwandlung und -speicherung ist zweifellos eine der größten Herausforderungen in der heutigen Welt1. Lithium-Ionen-Batterien (LIBs) gelten aufgrund ihrer hohen spezifischen Energie und langen Lebensdauer in tragbaren elektronischen Verbrauchergeräten, Elektrofahrzeugen und großen Stromspeichern in intelligenten Netzen als die beste Wahl2,3,4. Es hat die umfangreichen Forschungsbemühungen zur Entwicklung von Elektrodenmaterialien mit höherer spezifischer Kapazität geleitet. Insbesondere die Materialien, die Lithiumionen (Li+-Ionen) durch Umwandlungsreaktionen (wie MnO25, Co3O46, V2O57) oder Legierungsreaktionen (wie Si8, Sn1) speichern, gelten aufgrund ihrer intrinsisch hohen spezifischen Kapazität als vielversprechende Alternativmaterialien. Bei kommerziell erhältlichen LIBs-Elektrodenmaterialien besteht jedoch ein Nachteil aufgrund der intrinsischen Diffusionsfähigkeit von Li+-Ionen im Festkörper (ca. 10−8 cm2 s−1), die die Lade-/Entladeleistung zwangsläufig einschränkt9,10. Darüber hinaus unterliegen diese Materialien während der Lithiierung und Delithiierung typischerweise einer erheblichen Volumenänderung aufgrund der großen Aufnahme von Li-Atomen in die Struktur und der damit einhergehenden Phasenumwandlung. Ansätze zur Verbesserung der Ionen-/Elektronentransportkinetik und zur Anpassung an die durch Volumenänderungen in LIBs induzierte Spannung umfassen die Beschichtung von elektrolytisch aktivem Material mit einer leitfähigen Schicht11,12,13. Das Entwerfen von Elektrodenmaterialien mit nanoskaligen Merkmalen ist eine alternative nützliche Methode, da Nanostrukturen dazu beitragen können, die Diffusionslänge für Li+-Ionen während des Lade-/Entladevorgangs zu verringern und die Grenzflächenkontaktfläche zwischen Elektrode und Elektrolyt zu vergrößern, was zu einer deutlich erhöhten spezifischen Leistungsdichte führt Energiedichte im Vergleich zu Nicht-Nanostrukturmaterialien14,15,16,17,18,19. Hierarchische Strukturmaterialien mit mindestens einer Dimension auf der Nanometerlängenskala (hierarchische Nanostrukturen) können wünschenswerte Massenmaterialeigenschaften (wie strukturelle Stabilität und hohe Klopfdichte) mit größenabstimmbaren funktionellen Eigenschaften für den Bau elektrochemischer Energiespeichergeräte (LIBs) kombinieren und Superkondensatoren)20,21.

Nickeloxid (NiO), ein unedles Übergangsmetalloxid, das in natürlichen Ressourcen angereichert und umweltfreundlich ist, gilt als eines der faszinierendsten Elektrodenmaterialien für die Lithiumspeicherung22,23,24,25. Die größten Herausforderungen bei der Implementierung von Anoden auf NiO-Basis sind ihre geringe elektronische Leitfähigkeit und die große Volumenänderung während der Lithiumeinfügung und -extraktion, wie oben erwähnt. Um diese Probleme anzugehen, wurden auch binäre Metalloxide wie NiMn2O426 und NiCo2O427 als Anodenmaterialien vorgeschlagen, um ihre elektrochemischen Leistungen zu verbessern. In diesem Fall weisen die binären Metalloxide eine viel höhere elektrische Leitfähigkeit und elektrochemische Leistung auf als einzelne Oxide27,28. Die höhere elektronische Leitfähigkeit begünstigt den schnellen Elektronentransfer in einer Elektrode. In jüngster Zeit haben Übergangsmetallvanadate (MVxOy), die mit V2O5 mit einstellbaren Oxidationsstufen (V5+, V4+ und V3+) verwandt sind, aufgrund ihrer Schichtstruktur und einzigartigen physikalischen, chemischen und elektrischen Eigenschaften zunehmend Aufmerksamkeit für potenzielle Anwendungen in verschiedenen Bereichen erhalten7 ,29. Die Stabilität der Elektrodenzyklen von reinen Vanadiumoxiden wurde durch die Zugabe von M-Ionen (=Li, Fe, Cr oder Na) zu diesen Vanadiumoxiden wie LiV3O830, FeVO431, Cr0.11V2O5.1632, Na5V12O3233 erheblich verbessert. Diese zusätzlichen M-Ionen wurden so angeordnet, dass sie Säulen zwischen den Vanadiumoxidschichten bildeten und so die Struktur während der Li+-Insertion/-Extraktion stabilisierten33,34.

In der vorliegenden Arbeit stellen wir eine effiziente zweistufige hydrothermale Synthesemethode zur Synthese von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays vor, die durch ultradünne Nanoblätter organisiert sind. Nach unserem Kenntnisstand wurden Ni3V2O8-Strukturen wie Nanodrähte oder Nanoblätter bisher nicht beschrieben. Die morphologische Entwicklung und Phasenumwandlungen von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays während des Kalzinierungsprozesses werden mittels Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FE-SEM), Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) und Röntgenbeugungsmikroskopie (XRD) untersucht. Aufgrund der einzigartigen Eigenschaften dieser Nanodraht-Arrays, wie große Oberflächen, Kristallinität, gute Leitfähigkeit und direktes Wachstum auf leitfähigen Substraten, haben sie potenzielle Anwendungen in LIBs, chemischer Sensorik, elektrochemischer oder Photokatalyse, Feldemission und elektrochromen Geräten35,36. Als Elektrodenmaterial für LIBs bieten die so gewachsenen Ni3V2O8-Nanodrähte auf Ti-Folie hervorragende Energiespeichereigenschaften.

Das allgemeine Protokoll zur Elektrodenherstellung ist in Abb. 1 dargestellt. Zunächst werden NH4V4O10-Nanodraht-Arrays über einen einfachen modifizierten hydrothermischen Prozess direkt auf einem Ti-Substrat gezüchtet. Die erhaltenen nahezu kristallinen NH4V4O10-Nanodraht-Arrays werden dann zur Reaktion mit einer wässrigen C4H6O4Ni-Lösung imprägniert, wodurch Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays erhalten werden. Dies wird durch die Tatsache verdeutlicht, dass Ni3V2O8 durch die grüne Reaktion zwischen NH4V4O10 und C4H6O4Ni in Abwesenheit jeglicher Säure oder Base hergestellt werden kann (). Hier werden die im ersten Schritt erhaltenen geordneten NH4V4O10-Nanodrähte gezielt als reaktive Grenzflächentemplate zum Züchten von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays konzipiert (Schritt ii). Zum Vergleich: Die so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays werden an Luft getempert. Interessant ist, dass die Nanoblätter auf den Nanodrähten nach einer Wärmebehandlung bei 300 °C in Nanopartikel übergehen und die Nanodrähte nach dem Tempern bei 500 °C in eine poröse oder röhrenförmige Struktur übergehen.

Schematische Darstellung des Bildungsprozesses von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays: (i) Bildung von NH4V4O10-Nanodraht-Arrays auf der Oberfläche der Ti-Folie, (ii) weiteres Wachstum von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays, organisiert durch ultradünne Nanoblätter, und (iii) Bildung einer porösen Struktur durch Kalzinierungen.

Die entsprechenden XRD-Muster ermöglichen eine Verifizierung der detaillierten Struktur- und Phaseninformationen, die zur Indexierung der so erhaltenen Proben verwendet werden. Die XRD-Muster von NH4V4O10 und Ni3V2O8 nach Wärmebehandlungen bei 300 und 500 °C sind in Abb. S1a dargestellt. Das nach der hydrothermischen Reaktion erhaltene Ni3V2O8 weist eine orthorhombische Struktur auf. Nach der Wärmebehandlung bei 500 °C zeigt die Probe eine hochkristalline Beschaffenheit und die gesamten Beugungspeaks können der orthorhombischen Ni3V2O8-Phase zugeordnet werden (JCPDS-Karte Nr. 70-1394)37. Im hergestellten Material wurden keine charakteristischen Peaks im Zusammenhang mit NiO, TiO2, NH4V4O10 oder V2O5 festgestellt, was auf reine Ni3V2O8-Nanodrähte auf der Oberfläche des Ti-Substrats hinweist. Beim Vergleich der Kurven in Abb. S1a fällt auf, dass die XRD-Peaks des so hergestellten Ni3V2O8 verbreitert sind. Neben instrumentellen Effekten und der Kristallitgröße können verschiedene Faktoren zur Breite eines Beugungspeaks beitragen. Die wichtigsten Faktoren sind normalerweise inhomogene Spannungen und Kristallgitterfehler oder Kristallinität38,39. Aus dem Kristalleffekt bei der Beugung nach der Scherrer-Gleichung40 geht hervor, dass die Kristallgröße des so hergestellten Ni3V2O8 kleiner ist als die der getemperten Proben (siehe Tabelle S1 in den Hintergrundinformationen). Darüber hinaus verschieben sich die XRD-Peaks (2θ) mit zunehmender Behandlungstemperatur zu höheren Werten. Eine kleine Änderung der Spitzenverschiebung bedeutet nicht unbedingt eine Phasenänderung. Feste Lösungen, sei es substitutionell oder interstitiell, können eine Verschiebung der Röntgenbeugungspeaks verursachen. Zwei weitere Faktoren, die zur Spitzenverschiebung beitragen, sind Eigenspannungen und Defekte im Material, da diese beiden Faktoren auch das Gitter verformen können, was zu einer Spitzenverschiebung führt41. Abbildung S1b zeigt die Elementarzelle bestehend aus Nickel-, Vanadium- und Sauerstoffatomen und stellt die gemischtvalenten Oxide dar, die im orthorhombischen System mit den Gitterkonstanten a = 5,936 Å, b = 11,420 Å und c = 8,240 Å kristallisieren. Es zeigt auch deutlich die detaillierte Struktur, bei der es sich bei allen Nickelionen um Anordnungen kantenverknüpfter NiO6-Oktaeder handelt, die Kagome-ähnliche Schichten bilden, und die Schichten durch VO4-Tetraeder getrennt sind, was zu einer besonderen Kagome-Treppengeometrie führt42.

Zum Nachweis der Struktur und Reinheit der Probe wird Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) (siehe Abb. S2 in den Zusatzinformationen) verwendet. Ein weitreichendes XPS-Spektrum der so vorbereiteten Probe zeigt das Vorhandensein von Peaks von C 1s (bei ∼284,6 eV), V 2p (bei ∼517,1 eV), O 1s (bei ∼531,9 eV) und Ni 2p (bei ∼ 855,8 eV) (Abb. S2a). Der C 1s-Peak bei 284,6 eV wird als Referenzbindungsenergie für die Kalibrierung verwendet. Nach dem Tempern auf 300 °C ähnelt das XPS-Spektrum in Abb. S2b dem des so hergestellten Ni3V2O8. Die Peak-Entfaltung und -Anpassung erfolgt unter Verwendung von Gauß-Lorentz-förmigen Peaks basierend auf der Shirley-Hintergrundkorrektur. Es werden zwei typische Peaks bei 855,9 und 873,8 eV beobachtet (Abb. S2c), die den Spin-Bahn-Peaks von Ni 2p3/2 bzw. Ni 2p1/2 von Ni3V2O8 entsprechen. Mittlerweile tauchen auch zwei mit Ni 2p verbundene Satellitenlinien auf. Die Bindungsenergien der Ni 2p-Hauptlinien und die Aufspaltung aufgrund der Spin-Bahn-Kopplung sowie die Energielücken zwischen den Hauptlinien und Satellitenpeaks lassen darauf schließen, dass Ni (II)- und Ni (III)-Kationen gemeinsam in Ni3V2O8-Strukturen vorliegen43 . Der hochauflösende Scan der V 2p-Kernniveaus wird in Abb. S2d durchgeführt, in dem die Spitzenposition von V 2p3/2 mithilfe einer Shirley-Funktion44 angepasst wird. Die V-Spezies existieren mit einem engen Bindungsenergiewert von V5+ 2p3/2 (516,4–517,4 eV) und V4+ 2p3/2 (515,4–515,7 eV)45,46. Daher kann der angepasste Peak bei 517,0 eV hauptsächlich V5+ 2p3/2 zugeschrieben werden, während der Peak bei 515,6 eV V4+ 2p3/2 zugeordnet wird. Somit existieren die Elektronenpaare von Ni3+/Ni2+ und V5+/V4+ in den orthorhombischen Ni3V2O8-Strukturen nebeneinander, wobei das Gesamtatomverhältnis der Ni- und V-Elemente etwa 3:2 beträgt, was der Summenformel von Ni3V2O8 entspricht.

Die morphologischen Strukturen des synthetisierten NH4V4O10-Vorläufers und der Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays werden durch die FE-SEM-Technik charakterisiert, wie in Abb. 2 dargestellt. Abbildung 2a,b zeigt die FE-SEM-Bilder der NH4V4O10-Nanodraht-Arrays in der Draufsicht. Die Vorläufer-Nanodrähte sind gleichmäßig verteilt und haften fest auf der Oberfläche des Ti-Substrats. Der Einschub in Abb. 2a ist ein digitales Bild der Nanodraht-Arrays auf einer Ti-Folie. Die NH4V4O10-Nanodraht-Arrays wachsen vertikal zum Substrat und können bis zu 6,2 μm erreichen, gemäß der FE-SEM-Querschnittsansicht in Abb. 2c. Nach der zweiten hydrothermischen Reaktion wird die Oberfläche der ausgerichteten Nanodrähte rau und die Nanodrähte werden in Ni3V2O8-Arrays umgewandelt, wie in Abb. 2d–f gezeigt, die homogen ausgerichtet und voneinander getrennt sind. Die Länge, der Durchmesser und der Abstand zwischen den Drähten von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays betragen etwa 6,8 μm (Abb. 2f), 321 nm (Abb. 2e) bzw. 100 nm (Abb. 2e). Inzwischen wird die zweite hydrothermale Reaktion von NH4V4O10 und C4H6O4Ni mit unterschiedlichen Reaktionszeiten untersucht und die Ergebnisse sind in Abb. S3 dargestellt. Nach einer Minute Reaktion werden die Oberflächen der NH4V4O10-Nanodrähte rau und der Durchmesser der Nanodrähte ist größer (~130 nm). 10 Minuten später beträgt der Durchmesser der Nanodrähte etwa 260 nm und die Nanodrähte sind mit Nanoblättern beschichtet. Wenn die Reaktionszeit weiter auf 2 h verlängert wird, wird der Durchmesser noch größer und die Drähte bestehen aus Nanoblättern. Die entsprechende schematische Darstellung des Ni3V2O8-Bildungsprozesses ist in Abb. S3e dargestellt. Während der verlängerten Reaktionszeit reagieren die NH4V4O10-Nanodrähte mit Nickelsalz von ihrer Oberfläche bis ins Innere.

(a–c) Die FE-SEM-Bilder der NH4V4O10-Nanodraht-Arrays und (d–f) der so vorbereiteten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays; (a,b,d,e) die FE-SEM-Bilder in der Draufsicht; und (c, f) die Querschnitts-FE-SEM-Bilder. Der Einschub in (a) zeigt ein digitales Bild der NH4V4O10-Nanodraht-Arrays auf Ti-Folie.

Die Morphologie der so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays wird durch TEM weiter untersucht. Abbildung 3a zeigt ein TEM-Bild einer einzelnen Hybrid-Nanostruktur, in der Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays gleichmäßig durch ultradünne Nanoblätter organisiert sind. Darüber hinaus beträgt die Dicke der Nanoblätter weniger als 5 nm vom Kontrast im TEM-Bild (Abb. 3b). Das in Abb. 3c gezeigte HR-TEM-Bild zeigt Streifen mit einem interplanaren Abstand von 0,24 nm bzw. 0,28 nm, entsprechend der (131)- und (115)-Ebene des orthorhombischen Ni3V2O8 (JCPDS-Karte Nr. 70-1394). Das ausgewählte Flächenelektronenbeugungsmuster (SAED) (Einschub in Abb. 3c) zeigt die polykristalline Natur der Ni3V2O8-Nanoblätter an und die Zyklen können leicht auf die Kristallebenen (221), (240) und (244) des orthorhombischen Ni3V2O8 indiziert werden Phase. Ein Spektrum des energiedispersiven Röntgenspektrometers (EDS) (Abb. 3d) zeigt, dass das Atomverhältnis von Ni/V/O etwa 23,7/15,8/60,5 beträgt, was nahe am Verhältnis von Ni/V/O im Ni3V2O8 liegt Formel. Das Cu-Signal im Spektrum stammt vom Cu-Gitter, das während der TEM-Charakterisierung verwendet wurde. Die Positionen der verschiedenen Elemente werden durch Elementkartierung veranschaulicht: Ni (Abb. 3f), V (Abb. 3g) und O (Abb. 3h). Es zeigt, dass der gesamte Nanodraht aus Ni-, V- und O-Elementen besteht, was auf die Bildung homogener Ni3V2O8-Nanodrähte schließen lässt.

Aus Ti-Folie geritzte Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays: (a,b) TEM-Bild bei verschiedenen Vergrößerungen; (c) HR-TEM-Bild (Einschub: SAED-Muster); und (d–h) EDS-Karten eines einzelnen Nanodrahts.

Nach der Kalzinierung bei 300 °C behalten Ni3V2O8-Nanodrähte nahezu ihre Struktur bei, wie in Abb. S4a gezeigt. Während die Detailansichten in Abb. S4b,c zeigen, dass sich die Ni3V2O8-Nanoblätter in Nanopartikel umwandeln, wird dies durch die TEM-Bilder in Abb. S4d,e weiter demonstriert. Das in Abb. S4f gezeigte HR-TEM-Bild zeigt einen interplanaren Abstand von 0,15 nm, der der (244)-Ebene des orthorhombischen Ni3V2O8 entspricht. Das SAED-Muster (Einschub in Abb. S4f) bestätigt auch, dass die Nanopartikel aus orthorhombischem Ni3V2O8 bestehen. Während der Wärmebehandlung bei 500 °C werden die Nanoblätter auf dem Draht zu Röhren gebogen (Abb. S5). Dadurch verwandeln sich die durch ultradünne Nanoblätter organisierten Nanodraht-Arrays in poröse oder röhrenförmige Strukturen, die aus Partikeln zusammengesetzt sind. Um zu erklären, warum die festen Ni3V2O8-Nanodrähte zu röhrenförmigen Nanodrähten werden, wurden die so vorbereiteten Proben mit unterschiedlichen Zeiten bei 500 °C getempert (Abb. S6). Nach 20 Minuten veränderten sich die Nanoblätter in eine drahtartige Struktur. Nach 40 oder 60 Minuten baute sich die drahtartige Struktur weiter zu einer partikelartigen Struktur zusammen und dieses Phänomen ist nach 2 Stunden deutlicher zu erkennen. Die entsprechende schematische Darstellung des Ni3V2O8-Bildungsprozesses ist in Abb. S6e dargestellt. Die Nanoblätter ordnen sich vom Rand zur Mitte hin an und bilden eine drahtartige Struktur. Darüber hinaus agglomeriert der Draht von seinen beiden Enden zur Mitte und bildet eine partikelartige Struktur. Die so hergestellten Ni3V2O8-Nanoblätter werden aus einzelnen Achsen (NH4V4O10-Nanodrähte) zusammengesetzt (Abb. S3 in den Hintergrundinformationen), und daher sind die aus diesen Nanoblättern resultierenden Partikel auch axial auf den Symzentren umgeben. Die Partikel befinden sich in den geometrischen Mittelpunkten der ursprünglichen Nanoblätter, und wenn die Partikelgröße außer Acht gelassen wird, beträgt der Innendurchmesser der röhrenförmigen Drähte etwa die Hälfte der radialen Länge der Nanoblätter.

Die ausgerichteten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays auf Ti-Folie werden aufgrund ihrer vielen attraktiven Strukturmerkmale als Elektrodenmaterial für LIBs bewertet. Abb. S7 zeigt die Cyclovoltammogramm-Diagramme (CV) der ersten drei Zyklen bei einer Abtastrate von 0,1 mV s−1 innerhalb eines Potentialfensters von 0,1–4 V (gegenüber Li/Li+-Ionen). Es ist ersichtlich, dass für die so hergestellten NH4V4O10-Nanodraht-Arrays zwei Redoxpeakpaare bei 2,13/1,19 V und 2,77/2,41 V (gegenüber Li/Li+-Ionen) auftreten (Abb. S7a). Die CV-Kurven der so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays (Abb. S7b) und der bei 300 °C getemperten (Abb. S7c) weisen ein ähnliches Merkmal auf. Im ersten kathodischen Scan kann ein starker Peak bei 0,35–0,50 V nachgewiesen werden, der Faradayschen Redoxreaktionen der Zersetzung der aktiven Materialien Ni3V2O8 zu Ni0 entspricht. Im positiv verlaufenden Potentialscan werden zwei offensichtliche anodische Peaks bei 1,48 V und 2,44 V beobachtet, die mit der Oxidation von Ni bzw. der Zersetzung von LixV2O8 zusammenhängen47. Hier wird ein irreversibler Kapazitätsverlust im ersten Zyklus durch die Bildung von amorphem LixV2O8 und der Bildung eines Festelektrolytgrenzflächenfilms (SEI) verursacht. In den folgenden Zyklen wird ein Peak bei 0,55 V beobachtet, der einer reversiblen Reaktion von entspricht, und ein weiterer Peak bei 1,52 V bezieht sich auf die Gleichung von. In den folgenden Zyklen stimmt die Kurve des dritten Zyklus gut mit der Kurve des zweiten Zyklus überein, was darauf hindeutet, dass die Elektrodenreaktionen reversibler werden.

Die elektrochemischen Leistungen der so vorbereiteten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays für LIBs werden auch durch einen galvanostatischen Entladungs-/Ladetest bewertet. Alle Kapazitäten in Abb. 4 basieren auf der Gesamtmasse von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays mit einer Grenzspannung von 0,1–4 V (gegenüber Li/Li+-Ionen). Abbildung 4a zeigt die ersten drei Entlade-/Ladekurven der Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays bei 50 mA·g−1 und zeigt die offensichtlichen Plattformen während der Lithiierungs- und Delithiierungsprozesse. In der Ladungskurve können wir zwei Potentialplateaus bei 1,44 und 2,50 V erkennen, die den beiden Oxidationspeaks in der CV-Kurve entsprechen (Abb. S7). In der Entladekurve finden sich zwei weitere Potenzialplateaus bei 0,57 und 1,62 V, die mit den Reduktionsspitzen in der CV-Kurve übereinstimmen. Die anfängliche Entlade- und Ladekapazität der Ni3V2O8-Elektrode beträgt bis zu 2837,07 bzw. 1706,76 mAh·g−1. Eine spezifische Kapazität von 1545,53 mAh·g−1 kann nach 20 Zyklen bei 50 mA·g−1 verbleiben (Abb. 4b). Darüber hinaus erreicht die reversible Kapazität 969,72 mAh·g−1 mit einem Coulomb-Wirkungsgrad von über 99 % bei 500 mA·g−1 nach 500 Zyklen (Abb. 4c), was die hervorragende Zyklenstabilität der so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Array-Elektrode demonstriert. Beeindruckend ist, dass unsere hierarchischen Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays eine bemerkenswert hohe Geschwindigkeitsfähigkeit aufweisen, wie in Abb. 4c dargestellt. Für jeden Schritt werden 5 Zyklen gemessen, um die Geschwindigkeitsleistung zu bewerten. Die durchschnittlichen Entladekapazitäten der Elektrode bei 50, 100, 200, 400, 800 mA·g−1, 2 und 4 A·g−1 betragen 2315,01, 1585,52, 1296,73, 1065,34, 887,12, 662,26 und 502,81 mAh·g−1 , bzw. (dargestellt in Abb. 4d). Es zeigt sich auch, dass nach Zyklen mit hoher Geschwindigkeit die Kapazität wiederhergestellt werden kann, sobald die Stromdichte wieder 50 mA·g−1 erreicht, was eine ausgezeichnete Reversibilität und Geschwindigkeitsfähigkeit impliziert. Die mehrstufige hierarchische Architektur, die auf Nanoblatt-Untereinheiten und der Hohlstruktur zwischen den Schichten basiert, bietet ein robustes und poröses Gerüst, eine große Kontaktfläche zwischen Elektrode und Elektrolyt sowie einen verringerten Diffusionsabstand der Li+-Ionen, was sich allesamt positiv auf die Kinetik der elektrochemischen Reaktion in der Elektrode auswirkt. Andererseits kann eine solche Architektur großen Volumenschwankungen, die mit wiederholten Lithiierungs-/Delithiierungsprozessen einhergehen, besser standhalten.

Elektrochemische Lithiumspeichereigenschaften von so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays auf Ti-Folie: (a) die anfänglichen drei Lade-/Entladespannungsprofile bei einer konstanten Stromdichte von 50 mA∙g-1; Zyklenleistung bei einer Stromdichte von (b) 50 mA∙g-1 oder (c) 500 mA∙g-1; und (d) Ratenleistung bei verschiedenen Stromdichten von 50 mA∙g-1 bis 4 A∙g-1.

Abbildung S8a zeigt die Zyklenfähigkeit der bei verschiedenen Temperaturen erhaltenen Proben (die so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays und die bei 300 oder 500 °C getemperten Proben). Es zeigt deutlich, dass die so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays viel höhere Kapazitäten bieten können als die entsprechenden getemperten Proben, was auf folgende Gründe zurückzuführen ist. Nach dem Tempern bei 300 oder 500 °C wandeln sich die Ni3V2O8-Nanoblätter teilweise oder vollständig in höherkristalline Nanopartikel anstelle der reinen Nanoblattstruktur um. Die selbstorganisierten Nanopartikel-Elektroden leiden typischerweise unter einer schlechten elektrischen Leitfähigkeit aufgrund des großen Abstands zwischen den Partikeln, der beibehalten wird, was die Menge an aktivem Material, das an der elektrochemischen Reaktion teilnimmt, verringert und die Lithium-Speicherkapazität verringert48.

Zum Vergleich sind die Zyklenleistungen von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays, die auf Ti-Folienelektroden bei gleicher Stromdichte (300 mA·g−1) gewachsen oder aufgeklebt sind, in Abb. S8b dargestellt. Es wurde beobachtet, dass die auf der Ti-Folienelektrode aufgewachsenen Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays nach 20 Zyklen eine reversible Kapazität von bis zu 1200,24 mAh·g−1 liefern. Währenddessen verringert sich die reversible spezifische Kapazität der auf die Ti-Folienelektrode geklebten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays während 20 Zyklen von 1505,82 mAh·g−1 auf 911,51 mAh·g−1. Dies weist darauf hin, dass auf der Ti-Folie gewachsene Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays die Vorteile spezieller Verstärkungseigenschaften nutzen können, um die Zyklenreversibilität und eine höhere spezifische Retentionskapazität aufrechtzuerhalten. Ein elektrochemischer Impedanzspektroskopietest (EIS) wird durchgeführt, um den Vorteil der auf dem Stromkollektor (Ti-Folie) gewachsenen Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays besser zu verstehen (Abb. S8c). Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays, die auf Ti-Folienelektroden gewachsen oder aufgeklebt sind, weisen ähnliche Formen wie Nyquist-Diagramme auf und bestehen aus einem Hochfrequenz-Halbkreis und einer langen, anschließenden 45°-Niederfrequenzlinie. Die schwarzen Linien sind die Anpassungskurven unter Verwendung der Ersatzschaltung, die im Einschub dargestellt ist. Es besteht aus einer Parallelkombination aus einem Konstantphasenelement (CPE), einem Ladungsübertragungswiderstand (Rp), einer Weber-Impedanz (W) und einem Lösungswiderstand (Rs). Der perfekte Halbkreis wurde in diesem realen System kaum erreicht, daher wird ein CPE anstelle einer Doppelschichtkapazität (Cdl) verwendet. Wie in Tabelle S2 gezeigt, ändert sich der Rs-Wert der Ni3V2O8-Elektroden von 6,16 Ω (aufgewachsen auf Ti-Folie) auf 15,70 Ω (aufgeklebt auf Ti-Folie), was eine gute Leitfähigkeit des Elektrolyten und einen geringeren ionischen und elektronischen Widerstand der gewachsenen Nanodrähte zeigt auf Ti-Folie. Ein Schema in Abb. S8d zeigt den Ladungsspeichermechanismus der Ni3V2O8-Nanodraht-Array-Elektrode. Beim Entladungsprozess passieren Elektronen den Kontaktpunkt der Nanodrähte und des Titansubstrats und dann entlang der Nanodrähte nach oben. Li+-Ionen können im Elektrolyten wandern, die Elektrode erreichen und an der elektrochemischen Reaktion mit Ni3V2O8 teilnehmen. Beim Ladevorgang sind die Bewegungen der Li+-Ionen und Elektronen umgekehrt. Durch das direkte Wachstum aus dem NH4V4O10-Nanodrahtgerüst sind Ni3V2O8-Nanodrahtanordnungen, die durch ultradünne Nanoblätter organisiert sind, gut getrennt, sodass sie den Li+-Ionen im Elektrolyten vollständig zur Verfügung stehen. Die direkt gewachsenen Nanodraht-Arrays können eine gute mechanische Haftung und elektrische Verbindung zum Stromkollektor gewährleisten, wodurch zusätzlicher Kontaktwiderstand vermieden wird.

Zum Vergleich wurde eine Grenzspannung von 0,1–3,0 V (gegenüber Li/Li+) während der Durchführung der elektrochemischen Eigenschaften der auf Ti-Folie wachsenden Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays gewählt. Die elektrochemischen Eigenschaften sind in Abb. S9 dargestellt. Abbildung S9a zeigt die CV-Diagramme der ersten drei Zyklen bei einer Sweep-Rate von 0,1 mV s−1 innerhalb eines Potentialfensters von 0,1–3,0 V (gegenüber Li/Li+). Ausschaltspannung von 0,1–4,0 V (gegenüber Li/Li+). Die ersten drei Lade-/Entladespannungsprofile bei einer konstanten Stromdichte von 50 mA∙g-1 innerhalb eines Potentialfensters von 0,1–3,0 V (vs. Li/Li+) sind in Abb. S9b dargestellt. Darüber hinaus verbleibt eine spezifische Kapazität von 1389,57 mAh·g−1 bei den Stromdichten von 50 mA·g−1 nach 20 Zyklen (Abb. S9c) bzw. 890,89 mAh·g−1 bei den Stromdichten von 500 mA·g− 1 nach 500 Zyklen (Abb. S9d). Darüber hinaus wird die morphologische Stabilität der Probe nach 50 Zyklen getestet und in Abb. S10 dargestellt. Die gesamten Drahtstrukturen können im Allgemeinen beibehalten werden, obwohl die detaillierten Nanoblattstrukturen etwas kleiner und dicker werden. Dies ist verständlich, da diese Nanoblätter möglicherweise zu dünn und zu groß sind, um der schnellen Insertion/Extraktion von Lithiumionen über längere Zyklen standzuhalten49. Darüber hinaus erfolgt die Volumenausdehnung nach dem Einsetzen von Lithiumionen, sodass sich die Nanoblätter nach dem galvanostatischen Lade-Entlade-Zyklus verbreitern.

Zusammenfassend haben wir zum ersten Mal einen neuen Typ von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays demonstriert, die aus ultradünnen Nanoblättern bestehen, die durch ein zweistufiges hydrothermales Syntheseverfahren auf einem Ti-Substrat hergestellt werden. Aufgrund der strukturellen Vorteile zeigen die erhaltenen Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays hervorragende elektrochemische Eigenschaften als potenzielle Anodenmaterialien für LIBs in Bezug auf hohe spezifische Kapazität, bemerkenswerte Zyklenfähigkeit und überlegene Geschwindigkeitsfähigkeit. In unserem Fall resultieren die überlegenen elektrochemischen Leistungen von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays aus den folgenden Faktoren: (i) gleichmäßige nanoskalige Schichten, die die elektrochemische Polarisation verringern; (ii) hierarchische Struktur, die verkürzte Diffusionswege für Li+-Ionen/Elektronen bietet und die Volumenänderungen während des Zyklierens entlastet; (iii) hohe strukturelle Stabilität, die verhindert, dass sich die Nanomaterialien im Elektrolyten auflösen; (iv) Nanodraht-Arrays auf dem Stromkollektor (Ti-Folie), die die aktive Rolle von Nanodrähten bei Elektrodenreaktionen ermöglichen, um die Übergänge von Ionen und Elektronen zu fördern. Die vorliegende Arbeit zeigt, dass die experimentell entworfenen Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays ein großes Anwendungspotenzial in Hochleistungs-Energiespeichergeräten besitzen und dass diese Methode auf andere Übergangsmetalloxide für die Entwicklung von Lithium-Ionen-Batterien ausgeweitet werden kann.

Zunächst werden selbsttragende NH4V4O10-Nanodraht-Arrays durch eine einfache hydrothermale Synthesemethode hergestellt. Die Lösung wird durch Ultraschallauflösung von Ammoniummetavanadat (NH4VO3), Oxalsäure (H2C2O4·2H2O) und Hexamethylentetramin (C6H12N4) in destilliertem Wasser hergestellt. Die Ti-Folie als Substrat (1 cm Durchmesser) wird in die Reaktionslösung eingetaucht. Anschließend wird diese resultierende Lösung in mit Teflon ausgekleidete Edelstahl-Autoklavenauskleidungen überführt und in einem herkömmlichen Laborofen 40 Minuten lang auf 150 °C erhitzt. Anschließend wird die Probe mit destilliertem Wasser gespült und bei 50 °C getrocknet, um ein NH4V4O10-Nanodraht-Array auf Ti-Folie zu erhalten. Zur Herstellung von Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays wird ein mit dem NH4V4O10-Nanodraht-Array bedecktes Stück Ti-Substrat als Gerüst für das Ni3V2O8-Nanoflockenwachstum verwendet. Die wässrige Lösung von Nickelacetat (C4H6O4Ni) wird durch Rühren und Auflösen von C4H6O4Ni in destilliertem Wasser hergestellt. Anschließend werden die NH4V4O10-Nanodraht-Arrays auf Ti-Folie 2 Stunden lang bei 120 °C in einen mit Teflon ausgekleideten Edelstahlautoklaven gegeben, der die oben erwähnte wässrige Nickelacetatlösung enthält. Abschließend wird die Probe entnommen, mit destilliertem Wasser gewaschen und bei 50 °C getrocknet, um die durch ultradünne Nanoblätter organisierten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays zu erhalten. Zum Vergleich werden die so hergestellten Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays bei 300 oder 500 °C in Luft getempert.

Die Proben werden durch Röntgenbeugung (XRD, RIGAKUD/Max-2550 mit Cu-Kα-Strahlung), energiedispersives Röntgenspektrometer (EDS), Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FE-SEM, JSM-6700F bei 160 kV) charakterisiert. , Transmissionselektronenmikroskopie (TEM, Tecnai G220ST bei 200 kV) und hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HR-TEM). Die chemische Zusammensetzung der Probe wird durch Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS, Kα 1063, Thermo Fisher Scientific, UK) analysiert.

Elektrochemische Analysen werden mit Knopfzellen (CR2016) mit Lithiummetall als negativer Elektrode durchgeführt, die in einer mit Argon gefüllten Handschuhbox bei Raumtemperatur zusammengebaut werden. Die auf Ti-Substraten gestützten NH4V4O10-Nanodraht-Arrays, Ni3V2O8-Nanodraht-Arrays (wie vorbereitet) und solche, die bei 300 °C oder 500 °C getempert wurden, werden ohne Bindemittel oder leitende Zusätze direkt als positive Elektrode verwendet. Zum Vergleich wird die Elektrodenaufschlämmung des Ni3V2O8-Nanodrahtpulvers durch Mischen des mit einem Messer vom Ti-Substrat abgelösten aktiven Materials, Acetylenruß (AB) und Polyvinylidenfluorid (PVDF) im Gewichtsverhältnis 8:1:1 hergestellt. Die resultierende Aufschlämmung wird auf eine Ti-Folie geklebt, die als Stromkollektor dient. Der Elektrolyt ist 1 M LiPF6 in Ethylencarbonat (EC)/Diethylcarbonat (DEC) (1:1, Vol./Vol.). Messungen der zyklischen Voltammetrie (CV) werden auf einer elektrochemischen Workstation CHI660 im Spannungsbereich von 0,1–4 V bei einer Abtastrate von 0,1 mV s−1 durchgeführt. Die galvanostatischen Entlade-/Ladetests werden auf einem LAND-Batterieprogrammsteuerungstestsystem bei verschiedenen Stromdichten im Spannungsbereich von 0,1–4 V durchgeführt. Die elektrochemische Impedanzspektroskopie (EIS) wird bei offener Spannung mit einer elektrochemischen Workstation PGSTAT 302N gemessen ( Autolab) im Frequenzbereich von 0,01 Hz–5 kHz.

Zitierweise für diesen Artikel: Wang, C. et al. Einheitliche Nickelvanadat (Ni3V2O8)-Nanodraht-Arrays, organisiert durch ultradünne Nanoblätter mit verbesserten Lithiumspeichereigenschaften. Wissenschaft. Rep. 6, 20826; doi: 10.1038/srep20826 (2016).

Tarascon, JM & Armand, M. Probleme und Herausforderungen für wiederaufladbare Lithiumbatterien. Natur 414, 359–367 (2001).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Patil, A. et al. Probleme und Herausforderungen für wiederaufladbare Dünnschicht-Lithiumbatterien. Mater. Res. Stier. 43, 1913–1942 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Cheng, F. et al. Funktionsmaterialien für wiederaufladbare Batterien. Adv. Mater. 23, 1695–1715 (2011).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Jeong, G. et al. Mögliche Materialien und Anwendungen für Li-Sekundärbatterien. Energieumwelt. Wissenschaft. 4, 1986–2002 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Song, J. et al. Die reversible anomale hohe Lithiumkapazität von MnO2-Nanodrähten. Chem. Komm. 50, 7352–7355 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Fang, D. et al. Selbstorganisierte, haarige, kugelartige Co3O4-Nanostrukturen für Lithium-Ionen-Batterien. J. Mater. Chem. A 1, 13203–13208 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Fang, D. et al. Selbstorganisierte, haarige, kugelartige V2O5-Nanostrukturen für Lithium-Ionen-Batterien. RSC Adv. 4, 25205–25209 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, DH et al. Hierarchische mesoporöse Silikatdrähte durch begrenzte Anordnung. Chem. Komm. 2, 166–167 (2005).

Artikel CAS Google Scholar

Bruce, PG et al. Nanomaterialien für wiederaufladbare Lithiumbatterien. Angew. Chem. Int. Ed. 47, 2930–2946 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Rolison, DR et al. Multifunktionale 3D-Nanoarchitekturen zur Energiespeicherung und -umwandlung.Chem. Soc. Rev. 38, 226–252 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Kang, B. et al. Batteriematerialien für ultraschnelles Laden und Entladen. Natur 458, 190–193 (2009).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Chung, SY et al. Elektronisch leitfähige Phospho-Olivine als Lithium-Speicherelektroden. Nat. Mater. 1, 123–128 (2002).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Wang, Y. et al. Das Design eines LiFePO4/Kohlenstoff-Nanokomposits mit einer Kern-Schale-Struktur und seine Synthese durch eine In-situ-Polymerisationsrestriktionsmethode. Angew. Chem. Int. Ed. 47, 7461–7465 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, Y. et al. Nanostrukturierte Vanadiumoxid-Elektroden für eine verbesserte Lithium-Ionen-Interkalation. Adv. Funktion. Mater. 16, 1133 (2006).

Artikel CAS Google Scholar

Kim, MG et al. Reversible und leistungsstarke nanostrukturierte Elektrodenmaterialien für Li-Ionen-Batterien. Adv. Funktion. Mater. 19, 1497–1514 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Hu, YS et al. Synthese und Elektrodenleistung von nanostrukturiertem V2O5 unter Verwendung eines Kohlenstoffrohr-in-Rohrs als Nanoreaktor und eines effizienten gemischtleitenden Netzwerks. Angew. Chem. Int. Ed. 48, 210–214 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Singhal, A. et al. Nanostrukturierte Elektroden für wiederaufladbare elektrochemische Geräte der nächsten Generation. J. Power Sources 129, 38–44 (2004).

Artikel CAS ADS Google Scholar

Fang, X. et al. Verbesserte Li-Speicherleistung von geordnetem mesoporösem MoO2 durch Wolframdotierung. Nanoscale 4, 1541–1544 (2012).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Guo, YG et al. Synthese hierarchisch mesoporöser Anataskugeln und ihre Anwendung in Lithiumbatterien. Chem. Komm. 2783–2785 (2006).

Chen, S. et al. Selbsttragende Li4Ti5O12-Nanoblatt-Arrays für Lithium-Ionen-Batterien mit hervorragender Ladegeschwindigkeit und extrem langer Zyklenlebensdauer. Energieumwelt. Wissenschaft. 7, 1924–1930 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Li, LL et al. Ein flexibler asymmetrischer elektrochemischer Quasi-Festkörperkondensator basierend auf hierarchischen porösen V2O5-Nanoblättern auf Kohlenstoffnanofasern. Adv. Energie Mater. (2015), verfügbar unter: http://onlinelibrary.wiley.com/doi/10.1002/aenm.201500753/full. (Zugriff: 1. Juli 2015).

Wu, HB et al. Nanostrukturierte Materialien auf Metalloxidbasis als fortschrittliche Anoden für Lithium-Ionen-Batterien. Nanoscale 4, 2526–2542 (2012).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Yuan, C. et al. Gemischte Übergangsmetalloxide: Design, Synthese und energiebezogene Anwendungen. Angew. Chem. Int. Ed. 53, 1488–1504 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Xia, XH et al. Freistehendes Co3O4-Nanodraht-Array für Hochleistungs-Superkondensatoren. Rsc Adv. 2, 1835–1841 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Sato, H. et al. Durch Magnetronsputtern hergestellte, transparente, leitende NiO-Dünnfilme vom p-Typ. Thin Solid Films 236, 27–31 (1993).

Artikel CAS ADS Google Scholar

Kang, WP et al. Hohe Grenzflächenspeicherfähigkeit poröser hierarchischer tremellaartiger NiMn2O4/C-Nanostrukturen als Anode der Lithium-Ionen-Batterie. Nanoscale 7, 225–231 (2015).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Mondal, AK et al. Hochporöse NiCo2O4-Nanoflocken und Nanobänder als Anodenmaterialien für Lithium-Ionen-Batterien mit hervorragender Ratefähigkeit. ACS-Appl. Matte. Schnittstellen 6, 14827–14835 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Wei, TY et al. Ein kostengünstiges Superkondensatormaterial mit ultrahohen spezifischen Kapazitäten: Spinell-Nickel-Kobaltit-Aerogele aus einem Epoxid-gesteuerten Sol-Gel-Prozess. Adv. Mater. 22, 347 (2010).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Afyon, S. et al. Neue Kathodenmaterialien mit hoher Kapazität für wiederaufladbare Li-Ionen-Batterien: Vanadat-Borat-Gläser. Wissenschaftliche Berichte 4, 7113 (2014).

Artikel CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Armstrong, AR et al. Der Lithium-Interkalationsprozess in der Anode Li1+xV1−xO2 der Niederspannungs-Lithiumbatterie. Nat. Mater. 10, 223–229 (2011).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Sim, DH et al. Direktes Wachstum von FeVO4-Nanoblatt-Arrays auf Edelstahlfolie als leistungsstarke bindemittelfreie Li-Ionen-Batterieanode. RSC Adv. 2, 3630–3633 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Sudan, P. et al. Das Sol-Gel-Mischoxid Cr0,11V2O5,16: Ein attraktives kathodisches Material für sekundäre Lithiumbatterien. Ionics 3, 261–264 (1997).

Artikel CAS Google Scholar

Cao, Y. et al. Neuartige ausgerichtete Natriumvanadat-Nanodraht-Arrays für Hochleistungs-Lithium-Ionen-Batterieelektroden. RSC Adv. 5, 42955–42960 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Spahr, ME et al. Charakterisierung von geschichteten Lithium-Nickel-Mangan-Oxiden, die durch eine neuartige oxidative Copräzipitationsmethode synthetisiert wurden, und ihrer elektrochemischen Leistung als Materialien für Lithium-Einfügungselektroden. J. Elektrochem. Soc. 145, 1113–1121 (1998).

Artikel CAS Google Scholar

Xia, XH et al. Hochwertige Metalloxid-Kern/Schale-Nanodraht-Arrays auf leitfähigen Substraten für die elektrochemische Energiespeicherung. ACS Nano 6, 5531–5538 (2012).

Artikel CAS PubMed Google Scholar

Liu, J. et al. Co3O4 Nanowire@ MnO2 Ultradünne Nanoblatt-Kern/Schale-Arrays: Eine neue Klasse pseudokapazitiver Hochleistungsmaterialien. Adv. Mater. 23, 2076–2081 (2011).

Artikel CAS PubMed Google Scholar

Liu, MC et al. Synthese und Charakterisierung von M3V2O8 (M=Ni oder Co)-basierten Nanostrukturen: eine neue Familie pseudokapazitiver Hochleistungsmaterialien. J. Mater. Chem. A 2, 4919–4926 (2014).

Artikel CAS ADS Google Scholar

Singh, AK Fortgeschrittene Röntgentechniken in Forschung und Industrie, 307–315 (Amsterdam, 2005).

Kandemir, T. et al. Mikrostruktur- und Defektanalyse von Metallnanopartikeln in funktionellen Katalysatoren durch Beugung und Elektronenmikroskopie: Der Cu/ZnO-Katalysator für die Methanolsynthese. Spitze. Katal. 57, 188–206 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Patterson, AL Die Scherrer-Formel zur Röntgenpartikelgrößenbestimmung. Physik. Rev. 56, 978 (1939).

Artikel CAS ADS MATH Google Scholar

Zhao, Y. et al. Mikrodehnungs- und Korngrößenanalyse aus der Beugungspeakbreite und grafische Ableitung der Hochdruck-Thermomechanik. Appl. Kristall. 41, 1095–1108 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Rogado, N. et al. Das Kagomé-Treppengitter: magnetische Ordnung in Ni3V2O8 und Co3V2O8. Solid-State-Kommune. 124, 229–233 (2002).

Artikel CAS ADS Google Scholar

McIntyre, NS et al. Röntgenphotoelektronenstudien an einigen Oxiden und Hydroxiden von Kobalt, Nickel und Kupfer. Anal. Chem 47, 2208–2213 (1975).

Artikel CAS Google Scholar

Shi, Q. et al. Riesige Phasenübergangseigenschaften im Terahertz-Bereich in VO2-Filmen, die mit der Sol-Gel-Methode abgeschieden wurden. ACS-Appl. Matte. Schnittstellen 3, 3523–3527 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Reddy, BM et al. Oberflächencharakterisierung von La2O3-TiO2- und V2O5/La2O3-TiO2-Katalysatoren. J. Mater. Chem. B 106, 5695–5700 (2002).

CAS Google Scholar

Yang, X. et al. Mischphasen-Titandioxid-Nanokomposit, kodotiert mit metallischem Silber und Vanadiumoxid: neuer effizienter Photokatalysator für den Farbstoffabbau. J. Hazard. Mater. 175, 429–438 (2010).

Artikel CAS ADS PubMed Google Scholar

Yang, G. et al. Selbstorganisation von mehrschichtigen Co3V2O8-Nanoblättern: kontrollierbare Synthese, hervorragende Li-Speichereigenschaften und Untersuchung des elektrochemischen Mechanismus. ACS Nano 8, 4474–4487 (2014).

Artikel CAS PubMed Google Scholar

Dong, A. et al. Elektronisch gekoppelte Nanokristall-Übergitterfilme durch In-situ-Ligandenaustausch an der Flüssigkeits-Luft-Grenzfläche. ACS Nano 7, 10978–10984 (2013).

Artikel CAS PubMed Google Scholar

Chen, JS et al. Aufbau hierarchischer Kugeln aus großen ultradünnen Anatas-TiO2-Nanoblättern mit fast 100 % freiliegenden (001)-Facetten für eine schnelle reversible Lithiumspeicherung. Marmelade. Chem. Soc. 132, 6124–6130 (2010).

Artikel CAS PubMed Google Scholar

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Diese Arbeit wurde von der Natural Science Foundation of China (Nr. 51201117), der Natural Science Foundation of Hubei Provience (Nr. 2015CFA123), der Educational Commission of Hubei Province of China (Nr. 144004) und dem Scholarship Award for Excellent Doctoral unterstützt Student verliehen vom chinesischen Bildungsministerium (Nr. 1343-71134001002).

Schlüssellabor für umweltfreundliche Verarbeitung und funktionelle Textilien aus neuen Textilmaterialien, Bildungsministerium, Hochschule für Materialwissenschaft und -technik, Wuhan Textile University, Wuhan 430070, China

Chang Wang, Dong Fang, Yunhe Cao, Weilin Xu, Ming Jiang und Chuanxi Xiong

School of Materials Science and Engineering, Wuhan University of Technology, Wuhan 430070, China

Hong'en Wang, Xiaoqing Liu und Chuanxi Xiong

Abteilung für Chemie und Physik, Fayetteville State University, Fayetteville, USA

Zhiping Luo

Staatliches Schlüssellabor für poröse Metallmaterialien, Nordwestinstitut für Nichteisenmetallforschung, Xi'an 710000, China

Guangzhong Li

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DF hat Experimente entworfen; CW und YHC führten Experimente durch; HEW, XQL, GZL analysierten experimentelle Ergebnisse; ZPL, MJ und CXX analysierten Sequenzierungsdaten und entwickelten Analysetools; WLX unterstützte bei der Illumina-Sequenzierung. CW und DF haben das Manuskript geschrieben.

Korrespondenz mit Dong Fang oder Weilin Xu.

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

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Nachdrucke und Genehmigungen

Wang, C., Fang, D., Wang, H. et al. Einheitliche Nickelvanadat (Ni3V2O8)-Nanodraht-Arrays, organisiert durch ultradünne Nanoblätter mit verbesserten Lithiumspeichereigenschaften. Sci Rep 6, 20826 (2016). https://doi.org/10.1038/srep20826

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Eingegangen: 11. Oktober 2015

Angenommen: 08. Januar 2016

Veröffentlicht: 10. Februar 2016

DOI: https://doi.org/10.1038/srep20826

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