三つ - 煙台ピークスフィアソリューション株式会社

Scientific Reports volume 12、記事番号: 16002 (2022) この記事を引用

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8 オルトメトリック

メトリクスの詳細

三次元構造のシリコン（Si）-炭素（C）ナノ複合材料は、リチウムイオン電池（LIB）の負極として大きな可能性を秘めています。ここでは、表面改質、静電的自己組織化、熱処理による架橋、およびさらなる炭化の方法によって調製された、窒素ドープグラフェン/炭素カプセル化Siナノ粒子/カーボンナノファイバー複合体(NG/C@Si/CNF)を報告します。 LIB の高性能アノードとしての可能性があります。 Si ナノ粒子の周りを包み込んだ N ドープ C マトリックスは、複合材料の導電性を向上させ、リチウム化/脱リチウム化中の Si ナノ粒子の体積変化を緩衝しました。複合材料中に均一に分散された CNF は、イオンと電子を高速に輸送するための導電ネットワークとして機能しました。 NG/C@Si と CNF の有機材料全体がしっかりと結合しているため、粒子の粉砕や脱落が防止され、電極構造の完全性が維持されます。 NG/C@Si/CNF 複合材料は、他の電極材料と比較して、優れたレート特性とサイクル性能を示しました。 100 サイクル後、電極は 1371.4 mAh/g という高い可逆比容量を維持しました。

地球温暖化による環境問題は、私たちの生存に大きな脅威をもたらしています。地球温暖化を引き起こす最も重要な要因は、二酸化炭素などの汚染物質の大量排出です。炭素 (C) 排出の主な発生源は、化石燃料の燃焼と輸送です。したがって、新エネルギー技術の持続可能な開発は緊急の研究課題です1、2、3。充電式リチウム (Li) イオン電池 (LIB) は、その高いエネルギー密度、広い動作電圧、低い自己放電、大きな出力電力、高い電力特性により、電気自動車/ハイブリッド自動車やポータブル電子機器のエネルギー貯蔵用途の有望な候補です。貯蔵容量、優れたサイクル性能、環境適合性。エネルギー貯蔵装置に対する需要の高まりに応えるために、より優れたエネルギー密度とサイクル性能を備えた LIB の開発がより重要になっています4、5、6。さまざまなアノード材料の中で、シリコン (Si) は、高い理論比容量 (~ 4200 mAh g-1)、低い動作電位 (~ 0.4 V vs. Li/Li+)、豊富で、低価格であるため、最も有望な材料の 1 つです。、環境安全性。 Si は、理論容量 372 mAh g−17,8,9 を持つ従来のグラファイトベースのアノード材料の代替品となっています。しかし、Siベースの材料を商用LIBに実用化するには、いくつかの課題に直面しています。 Si ベースの材料は導電率が低いため、電極のレート性能が低下します。サイクル中の Si 粒子の体積変化 (約 300%) により、電極材料が砕け、脱落し、集電体との電子的接触が失われます。バッテリー容量の急速な低下、サイクル寿命の短縮、バッテリーセルの損傷を引き起こします。最後に、一般的な電解質は、1 V 未満の電位で Si 表面に固体電解質界面 (SEI) を形成します。体積変化中に、SEI に亀裂が入り、Si 粒子が露出することがあります。したがって、露出した Si 表面にさらに多くの SEI が形成されます。 SEI フィルムは、Si 粒子の総層厚さを継続的に増加させ、電極の穴を急速に埋めて、Li イオンと電子の透過を防ぎます。これにより、インピーダンスと導電率がそれぞれ増加および減少し、バッテリーのサイクル安定性に影響を与えます10、11、12、13。

上述の問題を解決するために、Si ナノ粒子は C ベースの材料（例えば、さまざまな C 前駆体からのアモルファス C、グラフェン（G）、C ナノチューブ、および高い黒鉛化強度を備えたカーボンナノファイバー（CNF））によってコーティング/カプセル化されてきました14。、15、16。 Si ナノ粒子は、Li+ 伝達経路の距離を短縮し、サイクル中の体積変化を維持します。不活性/活性マトリックスは、高い導電性と強い機械的強度を備えたバッファ層として機能し、構造の安定性と導電性を高めます。最近、G は、高い導電性、化学的安定性、高い熱安定性、優れた機械的柔軟性、高い理論表面積などの独特の特性により、LIB 製造における高効率のコーティング材料として認識されています。エネルギー貯蔵に応用できる可能性があります。 GベースのSi/C複合材料は、Siナノ粒子の体積変化を緩和し、安定したSEI膜を形成することができます。また、Si ナノ粒子の導電性と Li 貯蔵性能も向上させることができます。さらに、G の空孔欠陥によって形成された空隙は、イオン透過のチャネルを開き、イオンに対する G の透過性を高め、イオンの拡散係数と反応性を向上させます。ドーピングの欠陥と空孔は、吸着原子と G17、18 の間の相互作用を強化します。酸化グラフェン (GO) は、G ナノ複合材料の合成に使用される最も一般的な G 前駆体です。窒素 (N) 原子ドープ還元 GO (N ドープ rGO) は、G. Roshni Yadav らの物理的および電気化学的特性を効果的に改善できます。 N ドープ G19 の合成、特性評価、および潜在的な用途をレビューしました。 N 原子が G にドープされると、C 格子内に 4 級 N (またはグラファイト N)、ピリジン N、およびピロール N を含む 3 つの一般的な結合構成が観察されます。一般に、ピリジン N はグラフェンのエッジまたは欠陥にある 2 つの C 原子と結合し、π 系に p 電子を与えます。ピロール N は、N 原子が 2 つの p 電子を π 系に提供し、不必要に 5 員環に結合していることを意味します (例: ピロール)。四級 N は、六角形の環の C 原子を置き換える N 原子です。ピリジン N と四級 N は sp2 ハイブリダイズしますが、ピロール N は sp3 ハイブリダイズします。グラファイト N、ピリジン N、ピロール N は、それぞれ材料の導電率を向上させ、電気化学的活性を決定し、電荷移動を改善します20、21、22、23。研究により、2つの非共有電子対を持つN原子はC原子よりも電気陰性度が高いことが示されています。したがって、電気化学的活性が強くなると、N ドープ C の電子密度は低くなります。 N の電気陰性により、N 孤立電子対電子は G π 系と混成されます。グラファイト面では、N電子の孤立電子対とGのπ電子の間にp-π共役が形成され、NドープGの電荷移動能力が向上します。それにより、導電率が増加します24、25、26。

Si/N ドープ rGO 複合材料では大幅な進歩が見られ、電池の性能が向上しました。しかし、その実用化には依然として課題が残されています。強いファンデルワールス相互作用により、G は不可逆的な粒子凝集を形成する傾向があり、これによりサイクル中の効果的な電荷移動が妨げられ、その結果、電極材料の導電性が低下することがわかっています。また、Ｓｉナノ粒子は水系中での分散性が悪い。粒子間の重なりにより接触抵抗が増加し、活物質の電気化学的性能が低下します27。以前のレポートによると、yingjie Cen ら。は、シリコン/グラフェンナノ複合材料の電気化学的性能に対する表面処理の影響を研究しました。彼らは、ピラニア溶液で前処理した Si ナノ粒子にシラン試薬を導入すると、GO との結合が強まり、より安定した複合構造が得られることを発見しました 28。レンナら。 Si 改質層の厚さはアミノプロピルトリエトキシシラン (APTES) の加水分解時間によって制御されることを提案しました 13。ただし、Si ナノ粒子と G シートの単純な組み合わせでは、Si と G 間の単一点間接触モードにより接触面積が減少します。この接触モードは、G 層を通る Li+ の拡散距離の増加につながり、影響を及ぼします。電子とイオンの伝達29．さらに、SiとGの体積膨張率が異なるため、数回の充放電サイクル後にSiナノ粒子がGから剥がれやすくなり、サイクル性能が低下します。一方、CNFは高い導電性、優れた機械的強度、高い比表面積、化学的安定性を備えています。 Si/G 複合材料間に散在する CNF は堅牢な三次元 (3D) 構造を形成し、比表面積を効果的に増加させて電解質浸漬のためのオープンチャネルを提供し、G 層の積層を減らし、電子と電子の伝達距離を短縮します。リ+。また、Si の体積変化に対応して緩衝し、電極構造の亀裂を防ぎ、表面積の拡大により Si ナノ粒子が C ベースから脱落するのを防ぎます。したがって、電極は良好な導電性と安定した機械的特性を示します30。

ここでは、N ドープ G/C の調製において、低コストで環境に優しい無毒の架橋剤としてクエン酸、C 源として GO、N 含有前駆体としてメラミンホルムアルデヒド樹脂 (MFR) を報告します。 - LIB のアノード材料としてカプセル化された Si ナノ粒子/CNF 複合材料 (NG/C@Si/CNF)。作製方法は静電吸着自己組織化、水熱処理、焼成炭化法を用いた。準備された C ベースの複合材料構造では、NG/C@Si と CNF が連携して、安定した連続的な導電性 3D 構造を構築しました。この構造は、Li+ の移動のための効果的な開いたチャネルと、Si ナノ粒子のための良好な弾性バッファーを提供しました。これにより、Si ナノ粒子と電解質の間の直接接触が回避されました。この研究により、以前の結果と比較して、高い可逆容量、高速性能、および高い Li 貯蔵容量を備えた LIB 負極材料が実現されました。

硝酸鉄(III)九水和物(98%)、硝酸銅(II)三水和物(99%)、硝酸アルミニウム九水和物、モリブデン酸四水和物、炭酸アンモニウム、過酸化水素(H2O2、30%)、メラミン(≧99.0%) 、および無水クエン酸 (≥ 99.5%) は、Daejung Chemical and Metals Co (京畿道、韓国) から購入しました。ホルムアルデヒド (水中 37 wt%)、硫酸 (95 ～ 98%)、および無水エチルアルコール (99.9%) は、Sigma-Aldrich (セントルイス、米国) から購入しました。 Si ナノ粒子粉末 (APS ≤ 50 nm、98%) は、Alfa Aesar, Inc (MA、USA) から購入しました。 GO (0.5%) は Angstron Materials (京畿道、韓国) から購入しました。 APTES (≥ 99%) は AcroSeal (英国) によって提供されました。分析グレードのすべての試薬と材料は受け取ったまま使用されました。水溶液の調製には脱イオン (DI) 水が使用されました。

CNF は共沈法により合成され、Fe-Cu (70:30 at.%) バイメタル触媒が調製されました。触媒は、化学気相成長法によるアニーリング、焼成、炭化、およびその他のプロセスによって合成されました（補足情報（SI）図S1を参照）。

シリコンナノ粒子の表面を改質するために、まずSiNPをピラニア溶液（硫酸/過酸化水素=3：1 v/v）に浸漬し、表面に水酸基を導入してSi-OHを形成しました。硫酸溶液 30 ml の入ったビーカーに、撹拌しながら過酸化水素水 10 ml をゆっくりと滴下し、両者が完全に混合して均一なピラニア溶液を形成します。次いで、０．３ｇのＳｉＮＰを溶液に添加し、８０℃の水浴中で８時間撹拌した。混合溶液を真空濾過し、脱イオン水で数回洗浄して、Ｓｉナノ粒子の表面上の過剰なピラニア溶液を除去した。次に、前処理された Si ナノ粒子をオーブン内で 60 °C で 24 時間乾燥させました。乾燥した Si ナノ粒子を 500 ml の脱イオン水に分散させ、20 ml の APTES を加え、24 時間撹拌を続けます。最後に、得られた混合溶液を脱イオン水で数回洗浄して過剰なAPTESを除去し、オーブン内で60℃で24時間乾燥させました。それはSi-NH2と呼ばれます。

クエン酸を 200 ml の脱イオン水に溶解し、0.3 g の修飾 Si-NH2 を加えます。超音波処理して均一に撹拌し、調製した CNF 0.3 g を加えます。 2 時間超音波処理して分散させ、1 時間撹拌を続けます。６０ｍｌの０．５％ＧＯ溶液を懸濁液に添加した。 2 時間超音波処理し、その後 30 分間撹拌することで、さまざまな物質が単純な物理的プロセスを通じて完全に混合され、非常に安定した分散液が得られます。次いで、３０ｍｌのホルムアルデヒドを、継続的に撹拌しながらＧＯ／Ｓｉ／ＣＮＦの懸濁液に滴下した。３０分間完全に混合した後、６ｇのメラミン（メラミン／クエン酸のモル比は３：１）を３０分間撹拌しながら添加した。得られた溶液をテフロンで裏打ちされたステンレス鋼オートクレーブに移し、180℃で12時間加熱した。室温まで冷却した後、水熱合成後の生成物を真空濾過し、脱イオン水で洗浄し、60℃のオーブンで24時間乾燥させて、GO/MFR@Si/CNF複合材料を得た。乾燥した複合材料を石英管炉内でアルゴン (Ar) ガス流下で 10 °C/分の速度で 800 °C まで加熱し、5 時間保持して、熱的に還元された NG/C@Si/CNF 複合材料を得ました。

電気化学的性能の比較のために、それぞれ CNF と MFR を適切に添加して、NG/C@Si および G@Si/CNF 複合材料も上記のプロセスによって調製されました。使用したSi、ホルムアルデヒド、クエン酸、メラミン、GO、およびCNFの質量比は、NG/C@Si/CNF複合材料の調製における質量比と一致した。製造プロセスの概略図を図 1 に示します。

NG/C@Si/CNF複合材料の製造プロセスの模式図。

NG/C@Si/CNF、NG/C@Si、および G@Si/CNF 複合材料の表面形態と微細構造は、電界放射型走査型電子顕微鏡 (日立 (東京) の S-4800 を使用した FE-SEM) によって特性評価されました。、日本) および日本電子 (東京、日本) の JEM-2100 を使用した高解像度透過型電子顕微鏡 (HRTEM) 準備されたサンプル中の元素の定性および定量分析は、エネルギー分散型 X 線分光法 (EDS) によって実行されました。 Thermo Fisher Scientific (MA, USA) の ARL-3460 を使用したマッピングサンプルの組成と結晶構造は、2 kW の Riraku (東京、日本) の Ultima IV を使用して粉末 X 線回折 (XRD) 測定を行うことによって検査されました。システムおよび Cu-Kα 放射線 (K = 1.5418 Å). スキャン範囲は 5° ～ 90° の 2θ 範囲でした. ラマン分光法は、Horiba Jobin-Yvon (パリ、フランス) の LABRAM HR-800 でレーザーを使用して実行されました。波数範囲 100 ～ 3000 cm-1 の光 (λ = 514 nm)、Nicolet (米国ウィスコンシン州) の 6700 分光光度計を使用したフーリエ変換赤外分光法 (FT-IR) を使用して、表面官能基の変化を分析しました。周波数範囲 4000 ～ 500 cm-1 の臭化カリウムペレットを含むサンプルのグループ。化学結合状態は、ツインアノードと X 線源として Al-Kα 放射線を備えた Thermo Fisher Scientific (MA, USA) の Multilab-2000 を使用した X 線光電子分光法 (XPS) によって決定されました。複合材料中の各成分の量は、Perkin Elmer (MA, USA) の Diamond TG-DAT 8122 熱分析システムを使用した熱重量分析 (TGA) によって測定されました。サンプルは、空気雰囲気下で 10 °C/分の速度で 25 °C から 800 °C まで加熱されました。

LIB のアノード活物質として NG/C@Si/CNF、NG/C@Si、および G@Si/CNF 複合材料を使用して 2 電極電池を調製しました。電極の電気化学的性能をテストして特性評価するために、活物質、導電剤 (Super P)、およびバインダー (ポリフッ化ビニリデン) を 8:1:1 の質量比で混合して作用電極を調製しました。この混合物を、よくミキサーで撹拌しながら適量のＮ－メチル－ピロリジノンに溶解し、均一に分散した電極活性スラリーを調製した。得られたスラリーをドクターブレードを介して銅箔集電体上にコーティングし、真空下120℃で24時間乾燥させて電極板を形成した。電極を直径 12 mm の負極ディスクに打ち抜きました。各電極の測定された平均負荷密度は約 1.0 mg/cm2 でした。対極および参照電極としての金属 Li 箔 (200 μm) と 2 電極リチウムイオンコイン電池 (CR2032) を、高純度 Ar を充填したグローブボックス内で組み立てました。セパレータ膜および電解質は、ポリエチレンフィルム（東燃化学株式会社、厚さ２０μｍ）およびエチレンカーボネート／エチルメチルカーボネート／ジエチルカーボネート（体積比１：１：１）の混合物中の１ＭＬｉＰＦ６であった。セルの定電流充放電試験とサイクル性能は、Toscat-3000 System (Toyo, Japan) のバッテリー試験システムを使用して、0.01 ～ 2.5 V (対 Li/Li+) の電圧範囲で実行されました。比容量は、アノード材料の全体質量に基づいて計算された。サイクリックボルタンメトリー（CV）は、BioLogic の VSP ポテンショスタット分析機器を使用して、室温で 0.01 ～ 2 V の電圧範囲で 0.1 mV s-1 のスキャン速度で実行されました。電気化学インピーダンス分光法（EIS）測定は、BioLogic の VSP ポテンショスタット電気化学分析機器を使用し、周波数範囲 0.1 Hz ～ 1 MHz、振幅 5 mV で実施しました。

NG/C@Si/CNF複合材料の調製プロセスの概略図を図1に示します。ホルムアルデヒドとメラミンの重合によって形成されたMFRをN源とCシェル前駆体として使用しました（SIの反応プロセスを参照。図S2））。クエン酸は架橋剤であり、GO と CNF は導電性マトリックスと C フレームワークでした。 NG/C@Si/CNF 複合材料は静電相互作用によって合成されました。ピラニア溶液中の Si ナノ粒子の分散により、Si ナノ粒子の表面の水酸基がグラフトされ、Si-OH が形成されました。 APTES のシロキサン基は、-OH エンドキャップを持つ Si ナノ粒子に容易にグラフトされ、加水分解プロセスを通じて Si-NH2 を形成しました。 Si ナノ粒子の改質層の厚さは、APTES の加水分解時間によって制御されました。 GO のカルボキシル基と Si-NH2 のアミノ基のイオン化により、それぞれ負電荷と正電荷が形成されます。正電荷と負電荷の間に静電引力が発生しました。自己集合反応は水熱反応でした。温度が徐々に低下すると、MFR とクエン酸が Si ナノ粒子の表面に凝集しました。 –NH2 基を持つ Si ナノ粒子は、静電相互作用によって MFR、クエン酸、CNF で構成される C ベースの前駆体中に均一に分散しました。 MFRとクエン酸はSiナノ粒子の表面をカプセル化し、架橋Siナノ粒子、GOシート、CNFの結合材として機能しました。高温で焼成および炭化した後、GO は Si ナノ粒子の表面で G と MFR に還元され、GO はそれぞれ N-ドープ C および N-ドープ G に変換されました。 Cベースの前駆体中にSiナノ粒子が均一に分散しているため、Siナノ粒子はNG/C中に均一にカプセル化されました。 CNFの導入により、GからのSiナノ粒子の脱落も防止されました。

NG/C@Si、G@Si/CNF、および NG/C@Si/CNF 複合材料の形態と構造を、図 2 の代表的な SEM 画像に示します。 CNF が挿入されていない NG/C@Si 複合材料の画像を図 2a と b に示します。均一に分散した Si ナノ粒子は、激しい凝集を起こすことなく G にカプセル化されました。しかし、充放電中のSiナノ粒子の体積変化により、Gから粒子が剥がれやすくなった。したがって、電極構造に重大な損傷を与えます。 MFR Cマトリックスを導入していないG@Si/CNF複合材料の画像を図2cおよびdに示します。Ｓｉナノ粒子が露出し、Ｇ層とＳｉナノ粒子との激しい凝集が発生した。これらにより、Si ナノ粒子の表面に厚い SEI 層が形成されました。 SEI 層は材料の抵抗を増加させ、電極内の電子と Li+ の移動に影響を与えました。それにより、複合材料の導電率が低下します。 NG/C@Si/CNF複合材料の画像を図2eおよびfに示します。 Si ナノ粒子は G と CNF から構成される C マトリックスによってよく包まれていました。いくつかのＳｉナノ粒子が露出した。 Si ナノ粒子でカプセル化された NG/C@Si は CNF によってしっかりと巻き付けられ、安定した 3D 構造を形成しました。この構造は、電極構造の体積変化に適応し、電極の粉砕を低減し、電極の機械的完全性を向上させることができる良好な空隙を示した。

NG/C@Si (a、b)、G@Si/CNF (c、d)、および NG/C@Si/CNF (e、f) 複合材料の SEM 画像。

複合材料の構造と形態を拡大するために、TEM 画像分析が実行されました (図 3)。 SEMの結果と一致して、NG / C @ SiはCNFインターカレーションを示さず、Siナノ粒子は重度の凝集なしにしわのあるGシート上に均一に分散しました（図3a、b）。 G@Si / CNFはMFR Cマトリックスの導入を示さず、CNFはしわのあるGでコーティングされたSiナノ粒子の間に散在して安定した3D構造を形成しました（図3c、d）。 NG / C @ Si / CNF複合材料（図3e、f）では、Siナノ粒子はGに均一に埋め込まれ、Siナノ粒子の表面にコーティングされたMFR層はCNFとNG / C @ Siの両方によく統合されました。 CNF をしっかりと巻くことにより、Si ナノ粒子が G シートから脱落するのを効果的に防止し、元の電極構造を維持するのに役立ちました。 Cベースの層にカプセル化されたSiナノ粒子は、電解質との直接接触を回避し、SEI層の成長を低減し、抵抗を低減しました。柔軟な C ベースの空間は、Si ナノ粒子の体積変化に対応し、緩衝します。複合体中に織り込まれた CNF は、イオンと電子を輸送するための効率的な開いたチャネルを提供しました。さらに、Siナノ粒子の面間隔は0.320 nmであり、縞はSi（111）面として識別されました（図3g）。 Si ナノ粒子の表面は、別個の NG/CC 層でコーティングされました。制限視野電子回折（SAED）の3つの回折リング内の明るい回折スポットは、Siナノ粒子の（111）、（220）、および（311）結晶面に対応しました（図3h）。 NG/C@Si/CNF 複合材料の EDS 元素マッピング画像を図 4 に示します。Si 元素に加えて、サンプル内で C、N、および O 元素の均一な分布が検出されました。これは、N 原子がは rGO にうまくドープされ、MFR C ベースの層と CNF の両方が修飾された Si ナノ粒子にしっかりと結合しました。

NG/C@Si (a、b)、G@Si/CNF (c、d)、および NG/C@Si/CNF (e、f) 複合材料の代表的な TEM 画像、(g) NG/C@ の HRTEM 画像2. Si/CNF 複合材料、および (h) Si の SAED パターン。

NG/C@Si/CNF 複合材料の表面上の Si、N、C、および O 元素の EDS マッピング。

Si、GO、rGO、CNF、NG/C@Si複合材料、G@Si/CNF複合材料、NG/C@Si/CNF複合材料のXRD曲線とラマン散乱スペクトルを図5に示します。 NG/C@Si、G@Si/CNF、NG/C@Si/CNF は 28.4°、47.3°、56.1°、69.1°、76.4° にピークを示し、これらは (111)、(220)、結晶質 Si の (311)、(400)、および (331) 面 (JCPDS 27-1402)31,32,33。したがって、Ｓｉ粒子の結晶構造は、複合材料の調製中に変化しなかった。 rGO および CNF の XRD 曲線では、~26° のブロードな回折ピークは、アモルファス C(002)30,34 の特徴的なピークに対応します。これらの回折ピークはすべて複合材料中に存在し、rGO と CNF が各複合材料中に均一に分布していることを示しています。また、熱処理後のMFRに由来する微量のCにより、回折ピークがブロード化する場合があります。 G@Si/CNF複合材料中のSiのピーク強度が強いことがわかります。一方、この複合材料中の非晶質 C は、NG/C@Si および NG/C@Si/CNF 複合材料よりも弱いです。この効果は、NG/C@Si および NG/C@Si/CNF 複合材料の G と MFR で構成され、SiNP の均一かつ広範なカプセル化をもたらす C ベースの 3D 構造に起因すると考えられます。しかし、CNF の含有量が低いため、複合材料には CNF の他の回折ピークが存在しませんでした。これは、Si と比較して回折ピークの強度が比較的低いためです。さらに、GO XRD 曲線と比較して、高温焼成および還元後の rGO 曲線における GO の特徴的なピークが消失し、〜 25°に特徴的なピークが現れ、GO から rGO への還元が成功したことを示しました。

Si、GO、rGO、CNF、NG/C@Si/CNF、NG/C@Si、および G@Si/CNF の代表的な (a) XRD パターンと (b) ラマンスペクトル。

アモルファスCの微細構造をさらに調査するために、ラマン分光法が実行され、すべてのSiベースの複合材料のスペクトルが図5bで比較されています。 Si、G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF のスペクトルでは、515 cm-1 に位置するバンドが結晶 Si の典型的なラマン振動モードに対応しており、Si が複合材料の形成後も変化はなく、良好な結晶性を示しました。 GO、rGO、CNF、G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF 複合材料では、2 つの主要なピークが約 1348 および 1580 cm-1 に現れました。これらは D バンドと G バンドに由来し、それぞれ sp3 混成不規則 C 原子と sp2 混成規則 C 型構造の格子欠陥に関連しています。 D バンドと G バンドの相対強度比 (ID/IG) は、黒鉛化の程度、欠陥密度、および黒鉛化ドメインサイズを示しました。 SI 表 S1 にまとめられた ID/IG 値は、欠陥と導電率に直接関係しています 13、14、31。 NG/C@Si 複合材料の ID/IG 値 (1.03) は G@Si/CNF 複合材料 (1.01) よりも高く、N ドープ後の欠陥密度がより高いことを示しました。これらの欠陥は、電子とイオンの伝導のためのより多くのチャネルを提供します。したがって、より良い電気を伝導します。しかし、彼らはまた、N ドープの程度が C 材料の黒鉛化度の低下につながることも示しています。 NG/C@Si/CNF複合材料のID/IG値(1.02)はNG/C@Si複合材料(1.03)より若干小さく、Si/C系複合材料の黒鉛化度が向上した。したがって、NG/C@Si/CNF 複合材料は、材料の N ドープ度および黒鉛化度の両方を改善しました。

XPS は、ナノ複合材料の相対的な表面元素組成と化学的特性を測定する効果的な方法です。材料の XPS スペクトルを図 6 に示します。元素 Si、C、および O が 3 つの複合材料中に共存していました (図 6a)。しかし、N 元素は NG/C@Si および NG/C@Si/CNF 複合材料中にのみ存在しており、この元素がこれらの複合材料にうまく添加されたことを示しています。 MFR層は深い炭化プロセスを受けました。したがって、NG/C@Si/CNF複合材料中のC原子の相対ピークは、G@Si/CNF複合材料よりも高かった。高い炭化レベルは、複合材料の導電性を向上させるのに有益です 35,36。 NG/C@Si/CNF複合材料の高分解能Si 2pスペクトルを図6bに示します。 99.57、102.26、および103.32 eVの結合エネルギーピークは、それぞれSi-Si、Si-C、およびSi-Oに起因しました。 Si-O の存在は、Si ナノ粒子の高い表面活性と、実験中に粒子の表面で発生したわずかな酸化によるものでした。 Si-O 薄層により、水中での Si ナノ粒子の分散が可能になり、サンプル中の Si ナノ粒子の凝集が減少しました 37。 Si-C 結合は、Si 粒子の表面に炭素シェルが形成されていることを示します。高温炭化後、Siと炭素の間の強い相互作用により、炭素層がSi粒子の表面に密着し、Si粒子をしっかりとカプセル化することが示されています。 Si-NH2 および Si-OH の Si 2p スペクトルを SI 図に示します。それぞれS3aとS3b。 Si-O ピーク (103.2 eV) の増加が観察されました。これは、多くの Si-O 結合を持つ APTES と、APTES で覆われた Si ナノ粒子の表面に起因すると考えられます。 Si-Si 結合の XPS 信号が弱まったのは、XPS のプローブ深さが限られていたためでした。さらに、Si-NH2のSi 2pスペクトルと比較すると、GO/MFR@Si/CNF（SI図S3c）およびNG/C@Si/CNF（SI図S3c）のSi 2pスペクトルではSi-Oのピークが見られます。 S3d）は大幅に増加しました。これはGOの導入の結果でした。 NG/C@Si/CNF の Si 2p スペクトルの Si-O ピークは GO/MFR@Si/CNF より弱かったが、これは熱還元の結果であった。 C 1s（図6c）では、284.5、286.3、および288.5 eVで観察された3つのピークは、それぞれC-C、C-O/C-N、およびO-C=O結合でした。 N 1s スペクトル（図 6d）の場合、398.5、400.9、および 403.2 eV の 3 つのピークは、それぞれピリジン N、ピロール性 N、および黒鉛状 N の特徴的なピークです。 C 1s および N 1s スペクトルにおける CN の出現は、ドーピングプロセスにより C マトリックス中に N 元素が存在することを示唆しています。ピリジン N およびピロール N は、G のエッジまたは欠陥サイトで C 原子と置換された N 原子であり、結果として Li イオンを貯蔵するための多数の空孔が生じます。これは、C 材料の Li 貯蔵容量を向上させるのに役立ちます。内部の C 原子を N 原子で置換して C-N 共有結合を形成することで形成されるグラファイト N は、G シートの導電性を向上させるのに有益です 31,38,39。

(a) NG/C@Si/CNF、G@Si/CNF、および NG/C@Si の XPS スペクトルを調査します。 (b) NG/C@Si/CNF の Si 2p XPS スペクトル、(c) NG/C@Si/CNF の C 1s XPS スペクトル、(d) NG/C@Si/CNF の N 1s XPS スペクトル。

関連するサンプルの表面化学構造は、FT-IRによって決定されました（図7a）。 Si、Si-OH、Si-NH2 はすべて、1200 ～ 1000 cm-1 の範囲で強い吸収ピークを示しました。これは、シロキサン基 (Si-O-Si) の非対称な伸縮と屈曲に対応します。純粋な Si ナノ粒子の表面上の Si-O-Si 基は、空気酸化による少量の SiO2 層の形成によるものと考えられます。これは、Si 2p XPS スペクトルによって確認されました。次に、Si、Si-OH、および Si-NH2 サンプルは、水分子の振動に対応する 1800 ～ 1600 cm-1 の範囲に吸収ピークを示しました。 Si-OH サンプルの吸収ピークが最も強く、これは親水性の -OH 基の存在により、より多くの水がサンプルの表面に吸着されたことを示しています。 Si-OH サンプルは、約 3500 cm-1 に明らかな吸収ピークも示しました。これは、-OH 基の振動に起因すると考えられます。これは、-OH 基が Si ナノ粒子の表面にうまくグラフトされたことを示しています 30。 GO サンプルの FT-IR スペクトルでは、1639 cm-1 の吸収ピークは C=C の伸縮振動によるものでした。 3380 cm-1 の広いバンドは、-OH 基の強い伸縮振動によるものでした。 1719、1186、1075 cm-1 の吸収ピークは、それぞれ -COOH、C-OH、C-O 結合の -C=O 結合の伸縮振動によるものでした。 NG/C@Si/CNF サンプルスペクトルでは、3380 cm-1 の吸収ピークは見つかりませんでした。これは、熱還元後に -OH 基が除去されたことを示しています。さらに、1559 および 1227 cm-1 の 2 つの新しい吸収ピークは、それぞれ C=N および C-N の伸縮振動によるものであり、N ドーピングが成功したことを示しています。

(a) 純粋なナノ Si、Si-OH、Si-NH2、GO、および NG/C@Si/CNF の FT-IR スペクトル。 (b) 純粋なナノ Si、G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF 複合材料の TGA 曲線。

25〜800℃の温度範囲における純粋なSiナノ粒子、NG/C@Si、G@Si/CNF、およびNG/C@Si/CNFのTGA曲線を図7bに示します。結果に基づいて、純粋な Si ナノ粒子と他の複合材料の重量は 600 °C 以降に増加しました。これは、Si ナノ粒子の内部を酸化して表面に SiO2 を形成することが難しいためです。これらは XPS の結果と一致しています。 G@Si/CNF および NG/C@Si/CNF 複合サンプルの重量は、430 ～ 460 °C の間で急速に減少しました。これはCNFの最初の分解によるものでした。 NG/C@Si および NG/C@Si/CNF サンプルの重量は 560 °C で急速に減少しました。これは主に rGO および非配向 C コーティングの劣化と急速な酸化によるものです。 NG/C@Si、G@Si/CNF、および NG/C@Si/CNF 中の計算された C 含有量は、それぞれ 36.3%、36.0%、および 56.2%でした。 NG/C@Si/CNF サンプルの含有量は他のサンプルよりも大幅に高く、高温焼成後の MFR の炭化が成功したことを示しています。 NG/C@Si、G@Si/CNF、NG/C@Si/CNF 中のシリコンナノ粒子の計算含有量は、それぞれ 63.7%、64%、43.8% です。実験開始時、複合材料を調製したときのSiナノ粒子とカーボンナノ材料の質量比は1:1でした。ただし、NG/C@Si/CNF 複合材料の炭素含有量は、Si ナノ粒子の炭素含有量よりも高くなります。これは、複合材料を高温で焼成する際の MFR 層の炭化によるもので、高温により少量の Si ナノ粒子が失われます。

0.1〜1 A / gの範囲のさまざまな電流密度におけるG @ Si / CNF、NG / C @ Si、およびNG / C @ Si / CNF電極のレート能力値を図8aにまとめます。放電比容量値は、電流密度値の増加とともに徐々に減少した。 NG/C@Si/CNF 電極は、G@Si/CNF および NG/C@Si と比較して、優れたサイクル性能とレート能力を示しました。 NG/C@Si/CNF 電極の比容量は、電流密度 0.1、0.2、0.5、1 A/g でそれぞれ 1346.20、1278.18、1224.89、1185.23 mAh/g でした。電流密度が０．１Ａ／ｇに回復すると、放電比容量は１２１８．６１ｍＡｈ／ｇに回復した。 NG/C@Si/CNF 複合材料の優れたサイクル性能と速度性能は、いくつかの理由によるものと考えられます。まず、黒鉛面の N 原子が G シート内で C-N 共有結合を形成し、C の電子密度が変化しました。エッジの C 原子が N 原子に置換されると、空孔と欠陥が増加し、電気化学的 Li-複合材料のイオン貯蔵能力。したがって、G および C (熱分解 MFR 由来) コーティングは電子の伝導を促進します。第二に、埋め込まれた CNF により、複合材料内に現れる電子輸送経路が強化されました。より多くの電子が C 骨格を通って輸送されると、複合材料内のより多くの Si ナノ粒子が活性化されました。最後に、非晶質 C 層の支持的な役割により、充電/放電イベント中の Si ナノ粒子の急激な体積変化が緩衝されました。また、CNFの添加により強固な3D構造が形成され、体積変化に効果的に対応し、電極構造の亀裂を防止しました。これにより、表面積が拡大したために Si 粒子が C マトリックスから脱落することも防止されました。したがって、電極全体の構造が効果的に維持されます。

(a) 異なる電流密度下での G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF 電極のレート性能。 (b) 最初の 5 サイクルにおける NG/C@Si/CNF 電極の CV 曲線。 (c) NG/C@Si/CNF 複合電極の充電および放電プロファイル。 (d) 電流密度 0.1 A g-1 での G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF 複合電極のサイクル性能。（ e ）電流密度0.1A g-1でのNG / C @ Si / CNF複合電極の充放電サイクル性能とクーロン効率。

最初の 4 サイクルで NG/C@Si/CNF 複合電極から製造されたコイン電池の CV 曲線は、0.1 mV の走査速度で 0.01 ～ 1.5 V (対 Li+/Li) の電位電圧範囲内にあります。 s-1を図8bに示します。最初のサイクルの CV 曲線は、特に放電中にその後のサイクルとは異なりました。最初のサイクルの陰極スキャンでは、約 1.2 V に幅広いピークが現れました。これは、電極材料と電解質の間の反応と電極表面での不可逆的な SEI の形成によるものと考えられます。陰極ピークは次のサイクルで消失し、電極表面に安定した SEI 膜が形成されたことを示しました。これは充放電テストの結果と一致しており、初期容量の不可逆的な損失をもたらしました。 0.13 ～ 0.3 V の還元ピークは、アモルファス Si と Li+ の間の相互作用から形成されたアモルファス LixSi 合金に起因すると考えられます。 0.33 V と 0.47 V の 2 つの幅広い酸化ピークは、LixSi 合金のアモルファス Si への脱リチウム化分解に対応しました。すべての陽極および陰極のピークの強度は、スキャンの回数とともに増加しました。これは、サイクリング中に複合電極材料が徐々に活性化するためであり、Si ベースの材料に関する以前の報告と一致しています。 G@Si/CNF および NG/C@Si 電極の CV スキャン曲線を図 1-1 に示します。それぞれS4aとS5a。陰極スキャンでは、それぞれ SEI 膜と合金の形成に関連する陰極ピークと還元ピークも現れました。しかし、NG/C@Si の CV 曲線では、最初のサイクルの曲線が安定せず、その後のサイクルでも弱い陰極ピークが現れました。これらは、NG/C@Si 電極の表面に形成された SEI 膜が他の 2 つの電極よりも不安定であることを示唆しています。この不安定性は、電極材料の電気化学的性能に大きな影響を与えます。

電流密度および電圧範囲 0.1 A/g、0.01 ～ 2.5 V での NG/C@Si/CNF 複合電極の充電および放電プロファイル (1 回目、5 回目、10 回目、50 回目および 100 回目のサイクル) を図に示します。 8c. 電極は、第 1 サイクルで約 0.1 V で長く平坦な放電プロファイルを示し、これはアモルファス LixSi 合金の形成に対応しました。このサイクルでは、放電容量、充電容量、および初期クーロン効率の値は、それぞれ 2464.8 mAh/g、1477.7 mAh/g、および 60% でした。最初の放電中の高い比容量は、電極が低電流密度で完全にリチウム化されたことを示唆しました。初期サイクルでの不可逆容量の損失は、SEI フィルムの形成、活物質の表面と電解質の接触、および活物質表面の酸素含有官能基による不可逆的な副反応が原因でした。 Li+37,41で。 1 回目のサイクルの後、放電曲線が重なっており、電極が安定していることが示されました。 G@Si/CNF および NG/C@Si 複合電極の充電および放電プロファイルを図 1-1 に示します。それぞれS4bとS5b。 G@Si/CNF複合材料の場合、放電容量、充電容量、初期クーロン効率の値はそれぞれ2381.6mAh/g、1145.1mAh/g、48.1%でした。 NG/C@Si 複合材料の場合、放電容量、充電容量、および初期クーロン効率の値は、それぞれ 1768.6 mAh/g、896.1 mAh/g、および 50.1% でした。 NG/C@Si/CNF複合材料では、Siナノ粒子をCベース層にカプセル化することでSiの体積変化が抑制された。活物質の黒鉛化度の増加と、高温焼成後の材料表面の酸素含有官能基の減少により、クーロン効率も向上しました 42。

複合材料の電気化学的性能のさらなる比較が行われました。電流密度 0.1 A/g における NG/C@Si/CNF、G@Si/CNF、および NG/C@Si 複合材料のサイクル性能を図 8d に示します。 G@Si/CNF 複合材料 (SI 図 S4c) の場合、100 サイクル後も容量は 912.7 mAh/g に維持され、クーロン効率は 97.8% でした。 NG / C @ Si複合材料の初期放電容量は1768.6 mAh / gであり、SI図S5cに示すように、100サイクル後には868.3 mAh / gに減衰しました。クーロン効率は９７．８％であった。これはおそらく、数回のリチウム化/脱リチウム化プロセス後の Si 粒子の体積変化によって引き起こされたものと考えられます。これにより、Si 粒子表面に亀裂が入り、G シートから Si 粒子が剥離しました。したがって、複合材料の電気化学的性能が低下します。 Si 粒子の激しい凝集も電気化学的性能の損失につながる可能性があります。 G@Si/CNF および NG/C@Si 複合電極と比較して、NG/C@Si/CNF 複合電極ははるかに優れたサイクル性能を示しました。ＮＧ／Ｃ＠Ｓｉ／ＣＮＦ複合電極の初期放電容量は２４６４．８ｍＡｈ／ｇであった。１００サイクル後、放電容量は１３７１．４ｍＡｈ／ｇを維持し、容量維持率は５５．６％であった。一方、図8eに示すように、クーロン効率は98.4%に達しました。電気化学試験の結果は、SI 表 S2 にまとめられています。さらに、図S6に示すように、高負荷状態（約2 mg/cm2）でのNG / C @ Si / CNFサンプルのサイクル性能も提供します。 NG/C@Si/CNF 複合電極の良好なサイクル性能は、CNF、C 層、Si ナノ粒子間の密接な接触によって形成された 3D 架橋構造に起因すると考えられます。この構造により、電極の安定性と完全性が維持されました。 CNF の導入と、Si ナノ粒子表面の G 層および C 層の保護により、体積変化が緩衝され、サイクリング中の体積変化による G 表面からの Si ナノ粒子の剥離が防止されました。 Si ナノ粒子が電解質に直接さらされることが防止され、安定した SEI 膜が形成されました。表面改質後、静電引力によりC層とSiナノ粒子間の結合が強化され、構造の安定性が向上しました。 CNF の導入により、多くの空孔と欠陥が存在するため、N ドープ G にさらに多くの反応部位が追加されました。修飾された Si ナノ粒子の均一な分布により、粒子の凝集と蓄積も減少しました。これらは、イオンと電子の伝導のためのより効率的なチャネルを提供し、イオンと電子の移動を促進して電極材料の伝導性を高めました。

化学反応速度論を解明するために、さまざまな電極の EIS パターンを 1 mHZ ～ 0.1 HZ の周波数範囲、振幅比 5 mV で調べました。結果を図 9 に示します。インピーダンスをフィッティングするための等価回路を図 9 に挿入しました。ここで、Re、RSEI、および RCT は、電解質溶液中のイオン輸送、表面膜を通した Li+ の移動、および電荷移動の抵抗を表します。、それぞれ。 CPE1 と CPE2 は、それぞれ表面フィルムと二重層コンデンサです。ナイキストプロットでは、曲線は中周波数から高周波数領域では半円として現れ、低周波数領域では斜線として現れました。半円の直径は、活物質粒子表面の絶縁層を通過するLiイオンの抵抗(RSEI)および電荷移動抵抗(RCT)に関係します。斜線は電極活物質内の Li イオンの拡散抵抗に対応します。拡散抵抗はヴァールブルグインピーダンス(ZW)で表すことができます。サイクリング前に、RCT値がそれぞれ74.7、92.8、および227.0ΩであるNG / C @ Si / CNF、G @ Si / CNF、およびNG / C @ Si電極について得られたナイキストプロットを図9aに示します。他の電極と比較して、NG/C@Si/CNF電極は半円の直径が最も小さく、対角線が最も短かった。これらは、C コーティング、CNF、Si ナノ粒子で構成される 3D 導電ネットワークによるもので、これにより、より高速な電荷輸送チャネルが提供され、電子移動が効果的に促進され、電荷移動抵抗が低減され、電気化学的性能が向上しました。安定した SEI 膜の形成を検証するために、100 サイクル後の NG/C@Si/CNF、G@Si/CNF、および NG/C@Si 電極のナイキストプロットを調査しました。結果を図９ｂに示す。 RSEI 値はそれぞれ 5.2、6.8、22.5 Ωであり、MFR ベースの C コーティングが Si ナノ粒子の体積膨張を緩和し、安定した SEI 膜の形成に役立っていることを示唆しています。長期間にわたってNG/C@Si/CNF電極上に形成されたSEI膜は最も薄かった。したがって、抵抗値は最も低くなりました。低い抵抗は、複合電極の活性化と、電解質、電極材料、C 層、および rGO 間の完全な接触に起因すると考えられます。これらは安定したバッファ層を提供し、サイクリング中の電子伝導性とイオン伝導性を強化しました。ボード線図を使用して、電極材料内のリチウムイオン拡散の有効性を評価できます。ボード線図の低周波領域で位相角が小さい電極は、より優れた容量性能とより速いリチウムイオン拡散を示すことが報告されています43。図S7aに示すように、サイクル前のNG / C @ Si / CNF、G @ Si / CNF、およびNG / C @ Si電極のボード線図には有意な差はありません。ただし、図S7bに示すように、100サイクル後の低周波数領域では、NG / C @ Si / CNF電極の位相角は他の電極の位相角よりもはるかに小さくなります。これは、NG/C@Si/CNF 電極では、G@Si/CNF および NG/C@Si 電極よりもリチウムイオンの拡散が速いことを示しています。これは、NG/C@Si/CNF 電極の 3D 構造が Si の体積変化に対応し、サイクル中に電極構造の完全性を維持するためであり、これが NG/C@Si/CNF 電極の適切なサイクル性能につながります。前のセクションで説明しました (図 8)。

G@Si/CNF、NG/C@Si、および NG/C@Si/CNF 複合電極のナイキストプロットと電気化学インピーダンススペクトル (a) サイクル前と (b) サイクル後。

さまざまな複合材料の Li 貯蔵メカニズムをさらに調査するために、NG/C@Si/CNF、G@Si/CNF、および NG/C@Si 複合電極の SEM 画像を比較しました (図 10 を参照)。我々は、サイクル前とリチウム化状態での 100 サイクル後の表面トポグラフィーの特徴に焦点を当てました。サイクル後、元の Si 粒子、G、および CNF は電極の表面で明確に観察されませんでした。これはサイクル中に発生した副反応によるものでした。これらの反応の生成物は電極表面に蓄積し、活物質 (たとえば、Si 粒子) を覆いました。 100 サイクル後、NG/C@Si 複合電極の表面には他の電極に比べて多くの亀裂が見られました。これらの亀裂は、活物質間の接触不良を引き起こす可能性があります。リチウム化/脱リチウム化プロセスを繰り返すと、Si の体積が収縮および膨張するため、Si ナノ粒子が粉砕され、C 材料の表面から剥がれやすくなります。したがって、電極の完全性が深刻な影響を受け、急速な容量低下が生じます。 SI 図 S8 に示す電極材料の断面では、リチウム化後の NG/C@Si/CNF 電極の厚さは、リチウム化後に 34.6 μm から 38.6 μm に拡大しました。サイクル前後の G@Si/CNF 電極の厚さは 3.2 μm (サイクル前) から 8.8 μm (サイクル後) に増加し、NG/C@Si 電極の厚さは 36.7 μm (サイクル前) から大幅に増加しました。〜 44.2 μm (サイクリング後)。 NG/C@Si/CNF 電極と比較して、他の 2 つの電極は体積が著しく膨張しました。しかし、NG/C@Si/CNF 電極の体積はリチウム化後に大きな影響を受けず、その粒子体積の膨張は小さかった。これは、Si ナノ粒子、C 層、CNF の相互作用によって形成された 3D 構造が Si の体積変化を吸収し、電極構造の完全性を維持したためです。この強力な証拠は、NG/C@Si/CNF 電極の優れた電気化学的性能をさらに実証しました。さらに、リチウム化後、G@Si/CNF および NG/C@Si 電極の活物質と Cu 箔の間に明らかな亀裂が観察されました。亀裂は電極の体積の激しい変化の結果発生しました。活物質から集電体が分離すると、通常、電極の電気化学的性能が失われます。さらに、G@Si/CNF および NG/C@Si 電極の表面は、リチウム化後に厚くて不均一な SEI 膜を示しました。 SEI 膜が厚いと抵抗が増加し、電極材料のサイクル性能に影響を与えます。

NG/C@Si/CNF、G@Si/CNF、NG/C@Si 電極の表面から見た代表的な SEM 画像（a、b、c）は最初のサイクル前、（d、e、f）は 100 回のリチウム化後2. 電流密度 0.1 A g-1 での脱リチウム化サイクル。

この研究では、カルボキシル基およびアミノ基との静電相互作用、水熱反応、および炭化を通じて、GおよびMFRベース層で構成されるNドープC層にSiナノ粒子をカプセル化することに成功しました。 CNF 層と NG/C 層は、電極材料の導電性を向上させ、充電および放電中の Si 材料の体積変化を効果的に緩衝しました。さらに、C 層によってカプセル化された Si ナノ粒子により、電解質との直接接触が効果的に減少しました。安定したSEI膜が形成されます。 CNF は C 層で包まれた Si ナノ粒子を結合し、Si ナノ粒子の亀裂や剥離を防止しました。したがって、電極構造の完全性が維持されます。 N ドープにより、ピリジン N、ピロール性 N、および黒鉛状 N が G に導入され、G 構造に空孔と欠陥がさらに増加しました。これにより、リチウムイオンのインターカレーションのためのより効率的な輸送チャネルが提供されました。さらに、Si ナノ粒子の表面修飾により溶液中の分散性が向上し、N ドープ C 層と Si ナノ粒子間の結合が強化されました。これにより、システム内に均一に分散された Si ナノ粒子が生成され、G および Si ナノ粒子の凝集が減少しました。 Siナノ粒子、CNF、C層からなる安定性の高い3次元ネットワーク構造により、イオンの輸送距離が短縮され、イオンと電子の移動が容易になり、電極の導電性が向上しました。特に、電流密度 100 mA/g では、NG/C@Si/CNF 電極は 100 サイクル後も 1371.4 mAh/g という高い可逆比容量を維持しました。調製された電極は優れたサイクル安定性とレート性能を示し、これはリチウムイオン電池用の負極材料の開発における参考となる可能性がある。

現在の研究中に生成されたデータセット、および/または現在の研究中に分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

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この研究は、国立研究財団と韓国政府教育部の支援を受けました（プロジェクト番号 NRF-2020R1I1A3060565）。この研究は、産業通商資源部と中小企業・スタートアップ部の資金援助を受けた韓国技術先端研究院（KIAT）のL&F社のワールドクラス300プロジェクト（番号S2483103）によっても財政的に支援された。

Ruye Cong と Minsang Jo という著者も同様に貢献しました。

啓明大学化学科、大邱、42601、韓国

ルエ・コン、アンジェリカ・マルティーノ、ヒョノ・パク、チャンソプ・リー

エネルギー科学工学部、DGIST、大邱、42988、韓国

チョ・ミンサン＆ホチュン・リー

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RC は実験を設計し、主要な原稿テキストを書きました。 AM と H.-HP はサンプルを準備し、実験を実施しました。 MJ と HL は電気化学測定に参加し、図 8 と図 S7 を作成しました。 C.-SL は責任著者として原稿の提出を担当しました。著者全員が原稿をレビューしました。すべての著者は原稿の出版版を読み、同意しました。

チャンソプ・リー氏への通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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転載と許可

Cong、R.、Jo、M.、Martino、A. 他窒素ドープされたカーボンマトリックスにカプセル化されたSiナノ粒子/カーボンナノファイバーハイブリッドの三次元ネットワークは、優れた性能を備えたリチウムイオン電池アノード用です。 Sci Rep 12、16002 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-20026-9

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受信日: 2022 年 5 月 21 日

受理日: 2022 年 9 月 7 日

公開日: 2022 年 9 月 26 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-20026-9

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