Effiziente Humat-getriebene Co-Fällung/Kalkination-Synthese von MoS₂/C-Nanokompositen für überlegene Li-Ionen-Batterie-Leistung

Zusammenfassung

Ein einfacher, kosteneffizienter, ungiftiger und tensidfreier Weg wurde entwickelt, um MoS₂/Kohlenstoff (MoS₂/C)-Nanokomposite zu synthetisieren. Kaliumhumat besteht aus einer Vielzahl sauerstoffhaltiger Funktionalgruppen, die als vielversprechende Kandidaten für die Funktionalisierung von Graphen gelten. Unter Verwendung von Kaliumhumat als Kohlenstoffquelle wurden zweidimensionale MoS₂/C-Nanoblätter mit unregelmäßiger Form über einen stabilisierten Co-Fällungs/Kalkinationsprozess synthetisiert. Die elektrochemische Leistung der Proben als Anode von Li-Ionen-Batterien wurde gemessen und zeigte, dass die MoS₂/C-Nanokomposit-Elektrode, die bei 700 °C kalziniert wurde (MoS₂/C-700), eine herausragende Leistung mit einer hohen Entladekapazität von 554,9 mAh g⁻¹ bei einer Stromdichte von 100 mA g⁻¹ aufwies und die Coulomb-Effizienz der Probe nach den ersten 3 Zyklen ein hohes Niveau von etwa 100 % beibehielt. Gleichzeitig zeigte die MoS₂/C-700-Elektrode gute Zyklenstabilität und Ratenleistung. Der Erfolg der Synthese von MoS₂/C-Nanokompositen über den Co-Fällungs/Kalkinations-Weg könnte einen neuen Weg ebnen, um vielversprechende Anodenmaterialien für Hochleistungs-Li-Ionen-Batterien zu realisieren.

Hintergrund

Aufgrund ihrer hohen Energiedichte, langen Zyklenlebensdauer und Umweltfreundlichkeit werden Li-Ionen-Batterien (LIBs) breit in portablen elektronischen Geräten [1] (z. B. Mobiltelefone und Uhren), Elektrofahrzeugen [2, 3] und erneuerbarer Energiespeicherung [4–8] eingesetzt. Graphit ist das am weitesten verbreitete Anodenmaterial in kommerziellen LIBs, profitierend von seiner niedrigen Arbeitsspannung, guter Leitfähigkeit und niedrigem Kosten [9–11]. Allerdings führt die charakteristische Struktur von Graphit zur Bildung von LiC₆, was nur eine Li-Ion-Interkalation pro sechs Kohlenstoffatome erlaubt und eine niedrige theoretische spezifische Kapazität von 372 mAh g⁻¹ ergibt, was weit von den aktuellen Anforderungen entfernt ist [12].

Derzeit wird bevorzugt, geeignete Elektrodenmaterialien in LIBs für höhere Batteriekapazität, längere Zyklenlebensdauer und bessere Ratenfähigkeit zu erhalten. Folglich dienen Li-Legierungs-basierte Anodenmaterialien [13], Übergangsmetalloxide [14], Oxysalze und Übergangsmetallsulfide [15] oft als Anodenmaterialien in LIBs, da diese Materialien alle notwendigen Eigenschaften für geeignete Elektrodenmaterialien aufweisen. Unter diesen Materialien haben Übergangsmetallsulfide (z. B. CuS₂ [16], WS₂ [17] und MoS₂ [18–20]) als Anodenmaterialien in LIBs aufgrund ihrer Erderdnähe und hoher spezifischer Kapazität große Forschungsaufmerksamkeit erregt [21]. Als typischer Vertreter hat MoS₂ viel Aufmerksamkeit aufgrund seiner besonderen S-Mo-S-Schichtstruktur [22], hoher theoretischer spezifischer Kapazität im Vergleich zu herkömmlicher Graphitanode und eines Vier-Elektronen-Transfer-Reaktion bei Verwendung als Anodenmaterial in LIBs [23, 24] erhalten. Zusätzlich sind die Van-der-Waals-Kräfte zwischen den MoS₂-Schichten sehr schwach, was Li-Ionen-Diffusion ohne signifikante Volumenänderung ermöglicht [25, 26]. Allerdings ist MoS₂ aufgrund seiner niedrigen elektrischen Leitfähigkeit immer noch ein unbefriedigendes Anodenmaterial, was zu schlechter Zyklen- und Ratenleistung führt [27]. Um dieses Problem zu lösen, wurden diverse Strategien entwickelt, um seine elektrische Leitfähigkeit zu verbessern, wie die Einbindung von MoS₂ mit Kohlenstoffmaterialien [28–30].

Bisher wurden diverse MoS₂/Kohlenstoff-Verbundwerkstoffe als Anodenmaterialien in LIBs synthetisiert, nämlich geschichtete MoS₂/Graphen-Verbundwerkstoffe [31], MoS₂/C-Mehrschicht-Nanosphären [32], MoS₂-CNT-Verbundwerkstoffe [33], mehrschichtige Graphen/MoS₂-Heterostrukturen [34] oder blütenblattartige MoS₂-Nanoblätter, raumbegrenzt in hohlen mesoporösen Kohlenstoffsphären [35]. Trotz erfreulicher Fortschritte in elektrischer Leitfähigkeit, Zyklen- und Ratenleistung der Elektrode bestehen weiterhin Konflikte in der Synthesemethode. Gegenwärtig ist der am häufigsten verwendete synthetische Weg der hydrothermale Ansatz gefolgt von einem Annealing-Prozess, der in der ersten Prozedur Kohlenstoffmatrix mit einigen Tensiden wie Natriumoleat oder Oleylamin und Schwefelelement mit L-Cystein einführen kann. Zudem waren teure und giftige organische Reagenzien während des Syntheseprozesses im Vergleich zur Co-Fällungsmethode immer unverzichtbar und unvermeidbar. Gegenwärtig gewinnt die Co-Fällungsmethode gerade an Popularität in der Synthese anorganischer nanostrukturierter Materialien aufgrund ihrer Kosteneffizienz, Ungiftigkeit, Zuverlässigkeit und Stabilität [36, 37]. Soweit uns bekannt, gibt es wenige Berichte über die Synthese von MoS₂/C-Nanokompositen durch Co-Fällungs/Kalkinationsprozess, insbesondere mit Kaliumhumat.

Kaliumhumat, eine Art aromatisches Hydroxycarboxylat, das aus einer Vielzahl sauerstoffhaltiger Funktionalgruppen besteht, kann als funktionalisiertes Graphen-Kandidat betrachtet werden [38]. Generell wurden viele Forschungen durchgeführt, um Kaliumhumat als Kohlenstoffquelle zur Synthese von Kohlenstoffmaterialien unter extrem harten Bedingungen zu nutzen [38, 39]. Huang [38] berichtete, dass Kaliumhumat direkt karbonisiert werden kann, um reduziertes Graphenoxid-Material herzustellen. In dieser Arbeit wurden MoS₂/C-Nanokomposite über einen Co-Fällungs/Kalkinations-Weg synthetisiert, indem ein organisches Material (Kaliumhumat) und eine anorganische Substanz ((NH₄)₆Mo₇O₂₄) als Reagenzien eingesetzt wurden. Die elektrochemische Leistung der Proben als LIBs-Anode wurde gemessen, und die Ergebnisse zeigten, dass die bei 700 °C kalzinierte Probe (MoS₂/C-700) bessere Zyklenfähigkeit und Ratenverhalten aufwies. Die Entladekapazität der Probe blieb nach 50 Zyklen bei einer Stromdichte von 100 mA g⁻¹ bei 554,9 mAh g⁻¹, was weit besser ist als die anderen beiden Proben, die bei 600 °C bzw. 800 °C kalziniert wurden. Gleichzeitig zeigt das hergestellte MoS₂/C-700 eine vergleichbare elektrochemische Leistung [40, 24].

Methoden/Experimentell

Kaliumhumat wurde von Double Dragons Humic Acid Co., Ltd. Xinjiang (China) bezogen, und die Zusammensetzungsanalyse von Kaliumhumat ist in Zusatzdatei 1: Tabelle S1 dargestellt. Alle chemischen Reagenzien (außer Kaliumhumat) waren von rein analytischer Qualität und wurden ohne weitere Reinigung verwendet.

Synthese von MoS₂/C

Der Vorläufer wurde durch Co-Fällung aus (NH₄)₆Mo₇O₂₄ und Kaliumhumat in Gegenwart von HNO₃ hergestellt, gefolgt von einem Gefriertrocknungsprozess für 2 Tage. In einem typischen Verfahren wurden 4 g Kaliumhumat in 40 ml 0,25 M (NH₄)₆Mo₇O₂₄ Lösung gelöst. Anschließend wurde die oben genannte Lösung tropfenweise zu 100 ml 0,5 M HNO₃ Lösung unter kräftigem magnetischem Rühren gegeben. Die Dauer des magnetischen Rührens betrug mehrere Stunden. Der niedergeschlagene Feststoff wurde dann von der Mischlösung getrennt, gefriertrocknet und als Mo-HA-Vorläufer bezeichnet. Der Vorläufer wurde mit wasserfreiem Na₂SO₄ (im Verhältnis 1:10) vermischt und in einem Mörser zu einer homogenen Mischung vermahlen. Die Mischung wurde dann bei 700 °C für 3 h kalziniert (mit einer Heizrate von 10 °C min⁻¹) und anschließend natürlich auf Raumtemperatur abgekühlt. Schließlich wurden die Produkte dreimal mit deionisiertem Wasser und Ethanol gewaschen, gefolgt von einem Gefriertrocknungsverfahren, um das MoS₂/C-Pulver zu erhalten. Parallel wurden auch Proben, die bei 600 und 800 °C kalziniert wurden, synthetisiert.

Charakterisierung

Die Oberflächenorganischen Funktionalgruppen von Kaliumhumat wurden mit einem Fourier-Transform-Spektrophotometer (FT-IR, VERTEX 70, Bruker) mit KBr als Referenzprobe gemessen. Struktur und Morphologie der verschiedenen Proben wurden durch Röntgenbeugung (XRD, BRUKER D8 Advance) mit Cu Kα-Strahlung (λ = 1,54178 Å), Transmissionselektronenmikroskopie (TEM, Hitachi H-600), hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM, JEM-2100F), LEO 1450VP Rasterelektronenmikroskop (SEM), energiedispersives Röntgenspektrometer (EDX) und Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS, ESCALAB 250Xi Spektrometer) charakterisiert. Thermogravimetrische Analysen (TGA) wurden an einem Thermogravimetrie-Analysator (Netzsch TGA 409) durchgeführt. Ramanspektren wurden an einem Bruker Senterra mit 532 nm Wellenlänge aufgenommen.

Elektrochemische Messungen

Elektrochemische Messungen wurden an Münzzellen durchgeführt. Die Arbeitselektroden wurden hergestellt, indem 80 Gew.-% der hergestellten MoS₂/C-Aktivmaterialien, 10 Gew.-% Acetylenschwarz und 10 Gew.-% Polyvinylidenfluorid (PVDF) in N-Methyl-2-pyrrolidon (NMP) Lösungsmittel gemischt wurden, um eine homogene Slurry zu bilden. Die Slurry wurde auf Kupferfolie beschichtet und im Vakuum bei 110 °C für 12 h getrocknet. Die Münzzellen wurden in einem Argon-gefüllten Handschuhkasten zusammengebaut. In der Messung wurde Lithiumfolie als Gegenelektrode und Referenzelektrode verwendet, und ein Polypropylenfilm (Celgard-2400) diente als Separator. Die Elektrolytlösung war 1 mol L⁻¹ LiPF₆ in Ethylencarbonat (EC), Dimethylcarbonat (DMC) und Diethylcarbonat (DEC) (EC/DMC/DEC, 1:1:1, Volumenverhältnis). Galvanostatische Lade-Entlade-Messungen wurden in einem Potentialbereich von 0,01–3,0 V mit einem LAND CT2001A Batterietestgerät (Wuhan) bei Raumtemperatur durchgeführt. Zyklovoltammetrie (CV) Messungen wurden an einer elektrochemischen Arbeitsstation (CHI 660D) mit einer Scanrate von 0,1 mV s⁻¹ zwischen 0,01 und 3,0 V durchgeführt.

Ergebnisse und Diskussion

Die Oberflächenchemie von Kaliumhumat wurde mittels FTIR-Spektrum untersucht. In Abb. 1a wurden die breiten Peaks bei 3400 cm⁻¹ den Streckschwingungen von −OH, −COOH und H₂O-Bindungen zugeschrieben. Die Peaks bei 1627, 1413 und 1050 cm⁻¹ wurden den Streckschwingungen der −COO-Gruppen und −CH, −OH usw. [41] zugeordnet, was die reichen sauerstoffhaltigen Funktionalgruppen auf der Oberfläche von reinem Kaliumhumat anzeigt, was für Komplexierungsreaktionen oder Adsorption vorteilhaft ist. Die TGA-Kurve der homogenen Mischung aus Mo-HA-Vorläufer und wasserfreiem Na₂SO₄ (im Verhältnis 1:10) in Argonatmosphäre mit einer Heizrate von 10 °C min⁻¹ ist in Abb. 1b dargestellt. Es sind drei Gewichtsverluststufen zu erkennen. Der erste Gewichtsverlust beträgt 1,59 % von Raumtemperatur bis 250 °C, was auf Zersetzung von Wasser an der Oberfläche der Mo-HA-Vorläufer zurückzuführen sein könnte. Es folgen zwei weitere aufeinanderfolgende Gewichtsverluststufen mit 1,35 % von 250 bis 500 °C und 3,17 % von 500 bis 800 °C, woraufhin die Masse konstant bleibt, was anzeigt, dass der Vorläufer bei 800 °C vollständig zersetzt ist. Für ein solches System wählten wir diese drei Temperaturen für die Kalkination als 600, 700 und 800 °C, bezeichnet als MoS₂/C-600, MoS₂/C-700 und MoS₂/C-800.

Gemäß der Literatur [34] wurde ein möglicher Reaktionsmechanismus vorgeschlagen und in Schema 1 schematisch dargestellt. Die entsprechenden Formeln sind in Zusatzdatei 1: Gleichungen 1–5 aufgeführt. In diesen Gleichungen wurde Kaliumhumat als K-HA abgekürzt. Es könnte eine Komplexierung auftreten, wenn Kaliumhumat in (NH₄)₆Mo₇O₂₄ Lösung gelöst wird, mit Beteiligung von HNO₃ Lösung, was zur Erzeugung von Mo-HA führt. Nach Erhitzen der Mischung aus Mo-HA-Vorläufer und wasserfreiem Na₂SO₄ in Argonatmosphäre bei relativ hoher Temperatur würde der Mo-HA-Vorläufer karbonisiert, um ein amorphes Kohlenstoff-Intermediat zu bilden, und dann würde das Intermediat wasserfreies Na₂SO₄ reduzieren, um Na₂S zu erzeugen, weiter hydrolysiert zu Schwefelwasserstoff. Schließlich kann Schwefelwasserstoff mit MoO_x reagieren, was zur Bildung von MoS₂/C-Nanokompositen führt.

Abbildung 2a–b zeigen die XRD-Muster und Ramanspektren der MoS₂/C-Nanokomposite, kalziniert bei verschiedenen Temperaturen. Abbildung 2a zeigt, dass fast alle Beugungspeaks von MoS₂/C-600 und MoS₂/C-700 gut dem hexagonalen MoS₂ (JCPDS-Karte Nr. 86-2308) zugeordnet werden können, was mit früheren Berichten [42] übereinstimmt. Im MoS₂/C-800-Proben gibt es noch einige andere Peaks, die nicht zur Standardkarte passen. Wir spekulieren, dass die Kristallinität von MoS₂/C bei hoher Temperatur zerstört wurde. Aus den Ramanspektren (Abb. 2b) ist ersichtlich, dass die Peaks zwischen 379 und 400 cm⁻¹ zu E¹_2g (in-ebene Verschiebung von Mo- und S-Atomen) und A_1g (aus-der-ebene symmetrische Verschiebung von Mo- und S-Atomen) Raman-Moden gehören [24, 43]. Die bei 1347 und 1589 cm⁻¹ auftretenden Bänder waren die charakteristischen D- und G-Bänder, und der Wert von I_D/I_G betrug 0,96, 0,91 und 0,94, wenn die Temperatur von 600 auf 800 °C anstieg. Der erstere entspricht amorphem Kohlenstoff oder sp³-hybridisiertem Kohlenstoff (D-Band), der letztere wird sp²-hybridisiertem Kohlenstoff (G-Band) zugeordnet [44]. Obwohl es keinen großen Unterschied im Grad der Graphitisierung gibt, ist die MoS₂/C-700-Probe dennoch etwas höher als die anderen beiden Proben, was darauf hindeutet, dass der Kohlenstoff in dieser Probe nicht nur in Form von amorphem Kohlenstoff, sondern auch teilweise graphitischem Kohlenstoff vorliegt. Daher konzentrierten wir uns in den folgenden Untersuchungen auf die MoS₂/C-700-Probe.

Um die chemische Zusammensetzung und chemischen Bindungen von MoS₂/C-700 weiter zu untersuchen, wurde Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) durchgeführt. Das Survey-XPS-Spektrum (Abb. 2c–f) offenbart das Vorhandensein von Mo, S, C und O Elementen im MoS₂/C-700-Nanokomposit. Die hochauflösenden XPS-Spektren von Mo 3d und S 2p sind in Abb. 2d, e dargestellt. Die Peaks bei 229,4 und 232,6 eV werden Mo 3d_5/2 und Mo 3d_3/2 zugeordnet, was die Existenz von Mo in MoS₂/C-700 bestätigt [45, 46]. Das Vorhandensein eines weiteren XPS-Peaks bei 226,5 eV wird S 2s zugeordnet, der von der Oberfläche des MoS₂/C-700 resultiert [47]. Zudem sind die XPS-Peaks bei 162,3 und 163,4 eV in den S 2p-Spektren charakteristische Peaks von S 2p_3/2 und S 2p_1/2 von MoS₂. Abbildung 2f zeigt, dass das C1s-Spektrum in drei Peaks aufgeteilt werden kann, bezeichnet als C–C, C–O und C=O Gruppen.

Das EDX-Spektrum zeigt, dass die bei 700 °C kalzinierte Probe Mo, S und C Elemente enthält, wie in Abb. 3a dargestellt. Abb. 3b, c zeigen die REM-Bilder der MoS₂/C-700-Probe. Zum Vergleich wurden auch REM-Bilder von MoS₂/C-600 und MoS₂/C-800 in Zusatzdatei 1: Abbildung S1 gezeigt. Um die entsprechende Elementverteilung in der MoS₂/C-700-Probe zu untersuchen, wurden elementare Mapping-Analysen durchgeführt. Wie in Abb. 4a–d gezeigt, demonstrierten die elementaren Mapping-Bilder von MoS₂/C-700 die gleichmäßige Verteilung von Mo, S und C über das gesamte MoS₂/C-700-Nanokomposit, was mit EDX- und XPS-Ergebnissen übereinstimmt.

Wie in Abb. 4e–h dargestellt, wurden Morphologie und Struktur der synthetisierten MoS₂/C-Nanokomposite durch Transmissionselektronenmikroskopie (TEM), ausgewählte Flächenelektronenbeugung (SAED) und hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) untersucht. Das TEM-Bild (Abb. 4e) und die REM-Bilder (Abb. 3b, c) zeigen deutlich, dass die Struktur des MoS₂/C-700-Nanokomposits gefaltete zweidimensionale Nanoblätter mit einer Breite von ~800 nm und einer Dicke von ~20 nm ist. Das SAED-Muster in Abb. 4f zeigt, dass die hexagonale Gitterstruktur von MoS₂ gut kristallisiert ist. Darüber hinaus wurden die Kristallgitter der Probe in HRTEM-Profilen (Abb. 4g, h und Zusatzdatei 1: Abbildung S2) gezeigt. Die Profile zeigten hochkristalline MoS₂-Nanoblätter mit einem Schichtabstand von 0,27 nm, entsprechend der (100)-Ebene von hexagonalem MoS₂ [24, 34]. Zusätzlich zeigt Zusatzdatei 1: Abbildung S2 deutlich, dass die Kohlenstoff-Nanoblätter mit MoS₂-Nanoblättern dekoriert waren.

Abbildung 5a zeigt die CV-Kurven der ersten 3 Zyklen der MoS₂/C-700-Elektrode bei einer Scanrate von 0,1 mV s⁻¹ im Potenzialfenster von 0,01–3,00 V vs. Li⁺/Li. Im ersten Zyklus deutet der Reduktionspeak bei 1,0 V auf den Lithium-Einlagerungsmechanismus hin, der auf die Einlagerung von Lithium-Ionen in die MoS₂-Schichten zur Bildung von Li_xMoS₂ zurückzuführen ist. Gleichzeitig fand ein Phasenübergang von 2H (trigonal-prismatisch) zu 1T (oktaedrisch) [48] statt. Ein weiterer Reduktionspeak bei 0,4 V wird der Umwandlung von Li_xMoS₂ in metallisches Mo und Li₂S zugeschrieben. Der breite Oxidationspeak bei 2,35 V stellt die Deinterkalation von Li₂S zu S dar. In den nachfolgenden Zyklen verschwinden die beiden kathodischen Peaks bei 1,0 und 0,4 V mit dem Auftreten von drei neuen Peaks bei 2,0, 1,2 und 0,3 V, was die Reduktion von MoS₂ und die Umwandlung von S₈ zu Polysulfiden und dann zu Li₂S anzeigt [24].

Die Entlade- und Ladekurven der ersten 3 Zyklen der MoS₂/C-700-Elektrode wurden aufgezeichnet, und die entsprechenden Ergebnisse sind in Abb. 5b dargestellt. Im ersten Zyklus betragen die Entlade- und Ladekapazitäten der MoS₂/C-700-Elektrode 802,8 und 651,4 mAh g⁻¹ mit einer Coulomb-Effizienz von 81,14 %. Der irreversible Kapazitätsverlust kann auf einige irreversible Reaktionen wie Zersetzung des Elektrolyten und Bildung von Festkörper-Elektrolyt-Grenzflächenfilm (SEI) [49, 50] zurückzuführen sein.

Die Zyklenstabilität der gesamten MoS₂/C-Elektrode und der reinen MoS₂-Elektrode bei einer Stromdichte von 100 mA g⁻¹ werden in Abb. 5c präsentiert. Gleichzeitig wird auch die Coulomb-Effizienz von MoS₂/C-700 aufgezeichnet. Nach 50 Zyklen bleiben die Entladekapazitäten von MoS₂/C-600, MoS₂/C-700, MoS₂/C-800 und reiner MoS₂-Elektrode bei einer Stromdichte von 100 mA g⁻¹ bei 399,7, 554,9, 245,7 und 332,9 mAh g⁻¹. Wie in Zusatzdatei 1: Tabelle S1 zusammengefasst, wurden die Entladekapazitäten nach 50 Zyklen von MoS₂-basierten Elektroden in anderer Literatur zusammengefasst; das hergestellte MoS₂/C-700 zeigt eine vergleichbare elektrochemische Leistung im Vergleich zu früheren Arbeiten. Es wird geschlossen, dass die MoS₂/C-700-Elektrode die herausragendste Zyklenleistung zeigt und die Coulomb-Effizienz der Probe nach den ersten 3 Zyklen ein hohes Niveau von etwa 100 % beibehält. Dies könnte vom geringen Anteil graphitischen Kohlenstoffs in dieser Probe profitieren, was zu verbesserter elektrischer Leitfähigkeit des Nanokomposits führt.

Zusätzlich zur Zyklenstabilität ist die Hochratenleistung auch ein wichtiger Faktor für Hochleistungsanwendungen. Abbildung 5d zeigt die Ratenleistung von MoS₂/C und der reinen MoS₂-Elektrode bei Stromdichten von 100 bis 1000 mA g⁻¹. Bei 1000 mA g⁻¹ kann die Entladekapazität von MoS₂/C-700 noch einen relativ hohen Wert von ~450 mAh g⁻¹ beibehalten, was höher ist als die anderen MoS₂/C-Elektroden und die reine MoS₂-Elektrode, die wir bei gleicher Stromdichte hergestellt haben. Wenn die Stromdichte wieder auf 100 mA g⁻¹ geändert wird, kann die Kapazität der MoS₂/C-700-Probe nach 50 Zyklen bei verschiedenen Stromdichten auf ~500 mAh g⁻¹ erholen, was die gute Ratenfähigkeit der Probe offenbart.

Elektrochemische Impedanzspektroskopie (EIS) Messungen an den MoS₂/C und der reinen MoS₂-Elektrode wurden durchgeführt, um ein weiteres Verständnis der hervorragenden elektrochemischen Leistung der MoS₂/C-700-Probe zu erlangen (Abb. 6). Auf diesen Nyquist-Plots ist ein Halbkreis im Hochfrequenzbereich gefolgt von einer Steigungslinie im Niedrigfrequenzbereich zu sehen. Es ist erkennbar, dass der Halbkreis im Hochfrequenzbereich der MoS₂/C-700-Probe deutlich kleiner ist als der der anderen drei Proben, was mit dem Ladungstransferwiderstand (R_ct) an den Elektrolyt-Elektroden-Grenzflächen zusammenhängt. Daher impliziert dieses Ergebnis weiter, dass die Einbindung von Kaliumhumat die Leitfähigkeit von MoS₂ markant verbessert, was zu weiterer Verbesserung der elektrochemischen Leistungen führt.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit wurden zweidimensionale MoS₂/C-Nanoblätter erfolgreich über einen Co-Fällungs/Kalkinations-Weg synthetisiert, indem ein organisches Material (Kaliumhumat) und eine anorganische Substanz ((NH₄)₆Mo₇O₂₄) als Reagenzien eingesetzt wurden. Strukturelle Charakterisierungen zeigen, dass das hergestellte MoS₂/C-700-Nanokomposit zweidimensionale (2D) MoS₂/C-Nanoblätter mit unregelmäßiger Form ist. Die 2D MoS₂/C-Nanoblätter zeigten verbesserte elektrochemische Leistung, wenn sie als Anodenmaterial für LIBs gefertigt wurden. Darüber hinaus wurde ein möglicher Reaktionsprozess vorgeschlagen. Die aktuelle Synthesestrategie kann auf die Synthese anderer Nanokomposite ausgeweitet werden, die als Anodenmaterialien für Hochleistungs-Li-Ionen-Batterien dienen können.