Hierarchisch poröse MoS₂/C-Nanosphären aus Nanosheets: Außergewöhnliche elektrochemische Energiespeicherung

Zusammenfassung

Um den Volumenausdehnung von MoS₂ als Anodenmaterial für Lithium-Ionen-Batterien (LIBs) entgegenzuwirken, wurde eine effektive Strategie zur Herstellung hierarchisch poröser MoS₂/C-Nanosphären über eine einfache hydrothermale Methode gefolgt von Glühen entwickelt. FESEM- und TEM-Bilder zeigen deutlich, dass die Nanosphären aus ultradünnen MoS₂/C-Nanosheets bestehen, die mit einer Kohlenstoffschicht überzogen sind und einen erweiterten Schichtabstand von 0,98 nm aufweisen. Als Anoden für LIBs liefern die MoS₂/C-Nanosphären eine initiale Entladekapazität von 1307,77 mAh g⁻¹ bei einer Stromdichte von 0,1 A g⁻¹. Selbst bei 2 A g⁻¹ wird eine reversible Kapazität von 612 mAh g⁻¹ erreicht, und nach 500 Zyklen bei 1 A g⁻¹ bleibt eine Kapazität von 439 mAh g⁻¹ erhalten. Die verbesserte elektrochemische Leistung wird der hierarchisch porösen Struktur sowie der Einlagerung von Kohlenstoff in den Gitterabstand von MoS₂ zugeschrieben, was schnelle Ionen-/Elektronentransportkanäle schafft, den Volumenänderungseffekt abmildert und die elektrische Leitfähigkeit der Elektrode erhöht. Gleichzeitig verringert der erweiterte Schichtabstand von MoS₂ in MoS₂/C den Iondiffusionswiderstand und lindert die Volumenausdehnung während der Entlade-/Ladezyklen.

Hintergrund

Die Frage, wie wir unseren Planeten nachhaltig schützen können, während wir Energie entwickeln und nutzen, ist zu einem globalen Hauptthema geworden. In den vergangenen Jahrzehnten haben Lithium-Ionen-Batterien (LIBs) aufgrund ihrer hohen Energiedichte, langen Lebensdauer und Umweltverträglichkeit große Bedeutung erlangt, mit Anwendungen in der Speicherung erneuerbarer Energien, elektronischen Geräten und Elektrofahrzeugen [1, 2]. Dennoch weisen kommerzielle Graphitanoden eine geringe theoretische spezifische Kapazität von 372 mAh g⁻¹ auf [3,4,5], was weit von den stetig wachsenden Anforderungen an hochenergetische wiederaufladbare Batterien entfernt ist. Daher ist die Entwicklung geeigneter Elektrodenmaterialien für LIBs von großer Bedeutung.

In jüngster Zeit werden Übergangsmetallsulfide (Co₃S₄ [6], SnS₂ [7], VS₂ [8], NbS₂ [9], WS₂ [10] und MoS₂ [11]) aufgrund ihrer niedrigen Kosten, hohen Energiedichte und reichen Redox-Elektrochemie als potenzielle Anodenmaterialien betrachtet [12, 13]. Unter diesen Materialien ist Molybdändisulfid (MoS₂), ein Halbleiter mit typischer zweidimensionaler (2D) Schichtstruktur, das am meisten untersuchte Material dieser Familie. Der größere Schichtabstand (d = 0,62 nm) von MoS₂ im Vergleich zu Graphit (d = 0,34 nm) beschleunigt die Li⁺-Interkalation/Extraktion und ermöglicht eine hohe Speicherkapazität von 670 mAh g⁻¹ [14,15,16]. Leider wird die praktische Anwendung von reinem MoS₂ als LIBs durch mangelnde Zyklenstabilität behindert. Dies liegt an den relativ geringen elektronischen/ionischen Leitfähigkeiten und der elektrochemischen Degradation des aktiven MoS₂-Materials durch einen Polysulfid-Shuttle-Effekt, was zu Kapazitätsverlust und schlechter Ratefähigkeit führt [4, 17, 18]. Um diese Herausforderungen zu bewältigen, hat sich die Konstruktion verschiedener nanostrukturierter MoS₂ und die Einführung leitfähiger kohlenstoffhaltiger Materialien als besonders effektiv erwiesen [15, 19,20,21]. Der Kern des ersteren besteht darin, den elektronischen Transportweg zu verkürzen, während der letztere die Gesamtleitfähigkeit verbessert, die Agglomeration von MoS₂ unterdrückt und die Strukturstabilität der Elektrode erhält, z. B. MoS₂/Graphen [22, 23], MoS₂/CNTs [24], MoS₂/Kohlenstoffnanofasern [25], MoS₂/RGO [26] usw.

Basierend auf diesen Überlegungen konzentrieren sich aktuelle Forschungen mostly auf den Aufbau neuartiger MoS₂/C-basierter Nanokomposite, um ihre jeweiligen Vorteile voll auszuschöpfen und die Zyklenstabilität zu verbessern. Li et al. berichteten über eine neuartige 2D MoS₂/C-Hybrid-Nanosheet-Superstruktur aus abwechselnd schichtweise überlagerten Einzelschicht-MoS₂ und mesoporösem Kohlenstoff [4]. Die einzigartigen Hybrid-Nanosheets mit perfektem MoS₂/m-C-Grenzflächenkontakt führen zur Maximierung der synergistischen Wechselwirkung. Ihre Gruppe projizierte auch 3D geordnete makroporöse MoS₂/Kohlenstoff-flexible Elektroden, indem sie MoS₂/C-Nanostrukturen auf Kohlenstoffgewebe mit wenigen Schichten MoS₂-Nanosheets, die homogen in die miteinander verbundenen Kohlenstoffwände eingebettet sind, mittels Polystyrol (PS)-Nanosphären als Makroporen-Template assemblierten [17]. Die flexiblen Elektroden zeigten eine überlegene Zyklenstabilität bei direkter Anwendung in LIBs. Zhang et al. erreichten das Wachstum von MoS₂-Nanosheets auf polypyrrol-abgeleiteten Kohlenstoffnanoröhren (PCN) und die Beschichtung einer äußeren Kohlenstoffschicht auf den Nanosheets, um eine PCN@MoS₂@Kohlenstoff-Sandwich-Architektur herzustellen [27]. In dieser Architektur sind ultradünne MoS₂-Nanosheets zwischen hohlem PCN und einer dünnen Kohlenstoffschicht eingeschlossen. Sun et al. bereiteten erfolgreich 1T-MoS₂/C-Hybride vor, die aus kleineren und weniger Schichten MoS₂-Nanosheets bestehen, über eine einfache hydrothermale Methode mit einem geeigneten Glucose-Zusatz [28]. Die 1T-MoS₂/C-Anoden liefern eine überlegene Zyklenstabilität (Beibehaltung von 870 mAh g⁻¹ nach 300 Zyklen bei 1 A g⁻¹) und hohe Rateleistung (eine reversible Kapazität von 600 mAh g⁻¹ bei 10 A g⁻¹). Die überlegene elektrochemische Leistung wird der höheren intrinsischen Leitfähigkeit von 1T-MoS₂ und den dünnen Kohlenstoffschichten auf der Oberfläche mit einem erweiterten Schichtabstand von 0,94 nm zugeschrieben. Angesichts des oben Gesagten können modifizierte MoS₂/C-basierte Nanokomposite die elektrochemischen Eigenschaften tatsächlich optimieren.

Hier demonstrieren wir eine einfache, leicht durchführbare und hocheffektive hydrothermale Methode zur Herstellung hierarchischer MoS₂/Kohlenstoff-Nanosphären. Die Nanosphären selbstassemblieren sich aus ultradünnen MoS₂/C-Nanosheets, die mit einer Kohlenstoffschicht überzogen sind, wodurch interne miteinander verbundene Kanäle entstehen und mehr aktive Stellen für elektronischen/ionischen Transport und Lithiumspeicherung freigelegt werden. Als Anodenmaterial in Halbzellen-LIBs zeigt die so hergestellte offene poröse Struktur der MoS₂/C-Nanosphären bemerkenswerte Lithiumspeichereigenschaften, einschließlich hoher spezifischer Kapazität, langfristiger Zyklenleistung und schneller Ratefähigkeit.

Methoden

Materialherstellung

Synthese von MoS₂/C

Die Synthese der MoS₂/C-Nanosphären basierte auf einem früheren Verfahren mit Modifikationen [19]. Typischerweise wurden 0,6 g Natriummolybdat (Na₂MoO₄), 3 g Thioharnstoff (CH₄N₂S) und 1 g Polyvinylpyrrolidon (PVP) in 30 ml deionisiertem Wasser unter magnetischem Rühren gelöst, um eine gleichmäßige Lösung zu bilden. Anschließend wurden 0,2 g Dopaminhydrochlorid (DPH) zur obigen Mischung gegeben, wodurch eine rote Suspension entstand. Nach 30 min weiterem Rühren wurde die resultierende Suspension in einen 50-ml Teflon-ausgekleideten Edelstahlautoklaven gegeben und bei 200 °C für 18 h gehalten, gefolgt von natürlichem Abkühlen auf Raumtemperatur. Die schwarzen Niederschläge wurden gesammelt, mit deionisiertem Wasser und absolutem Ethanol per Zentrifugation gewaschen und über Nacht unter Vakuum bei 60 °C getrocknet. Schließlich wurden die MoS₂/C-Nanosphären durch Glühen der schwarzen Niederschläge in Argonatmosphäre bei 700 °C für 3 h erhalten. Zum Vergleich wurde kommerzielles reines MoS₂-Pulver von Aladdin erworben.

Materialcharakterisierung

Die Röntgenbeugungsmuster (XRD) wurden mit einem TD-3500 Röntgendiffraktometer mit Cu/Kα-Strahlung (λ = 0,15406 nm) im 2θ-Bereich von 5°–80° mit einer Scanrate von 4° min⁻¹ gemessen. N₂-Adsorptions-/Desorptionsisothermen und die BET-Oberfläche wurden mit einem Micromeritics ASAP 2020 Analysator bestimmt. Die Ramanspektren wurden mit einem LabRAM HR800 Ramanspektrometer mit einem Laser bei 532 nm aufgenommen. Der Kohlenstoffgehalt in den MoS₂/C-Nanosphären wurde mit einem simultanen DSC/TGA-Analysator (TGA, SDT-Q600) bei einer Heizrate von 10 °C min⁻¹ von 25 bis 700 °C unter Luftstrom bestimmt. Die Elementzusammensetzung und der chemische Zustand der Materialien wurden durch Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS, Thermo VG ESCALAB 250XI) untersucht. Die detaillierten Morphologien und Mikrostrukturen der Proben wurden mit Rasterelektronenmikroskopie (FESEM, Sigma 500) und Transmissionelektronenmikroskopie (TEM, Tecnai G2 F20) analysiert.

Elektrochemische Tests

Die Kapazitäten und Zykleneigenschaften der hergestellten Proben wurden mit CR2032-Münzzellen untersucht, die in einer argon-gefüllten Handschuhbox mit Lithiumfolie als Gegenelektrode und einem Celgard 2400 mikroporösen Polypropylenfilm als Separator zusammengebaut wurden. Die Arbeitselektroden wurden hergestellt, indem die aktiven Materialien (MoS₂/C oder MoS₂) mit leitfähigem Zusatz (Acetylenschwarz) und Polymerbinder (PVDF) in einem Massenverhältnis von 8:1:1 in N-Methyl-2-pyrrolidon (NMP) Lösung gemischt wurden, um eine homogene Schlämme zu bilden. Die Schlämme wurde auf Kupferfolie beschichtet und 4 h bei 80 °C im Vakuumofen getrocknet. Anschließend wurden die Elektroden zu kreisförmigen Scheiben gestanzt und 12 h bei 120 °C im Vakuumofen getrocknet. Als Elektrolyt diente 1M LiPF₆ in Ethylencarbonat (EC) und Dimethylcarbonat (DMC) im Volumenverhältnis 1:1. Die elektrochemische Leistung wurde mit einem Batterietestsystem (Neware BTS-610) in einem Spannungsfenster von 0,01–3 V bei verschiedenen Stromdichten ermittelt. Cyclovoltammetrie (CV) Kurven wurden an einem elektrochemischen Arbeitsplatz (CHI 760E) zwischen 0,01 und 3 V mit einer Scanrate von 0,2 mV s⁻¹ aufgenommen.

Ergebnisse und Diskussion

Das Herstellungsprozessdiagramm der hierarchisch porösen MoS₂/C-Nanosphären ist in Abb. 1 dargestellt. Na₂MoO₄ liefert Molybdänionen, CH₄N₂S dient als Schwefelquelle, und DPH als Kohlenstoffquelle. Polydopamin-Kohlenstoffmaterialien weisen bessere elektrochemische Eigenschaften und Leitfähigkeit auf. PVP wirkt als Dispergier- und Stabilisator. Im hydrothermalen Prozess adsorbiert das Tensid PVP bevorzugt an den MoS₂-Nanokorngrenzen, was ein anisotropes Kristallwachstum von MoS₂ und die Bildung von MoS₂-Nanosheets bewirkt. Aufgrund der großen spezifischen Oberfläche und hohen Oberflächenenergie der MoS₂-Nanosheet/Kohlenstoff-Vorläufer selbstassemblieren sich die MoS₂-Nanosheets zu Nanosphären. Schließlich werden die MoS₂/C-Nanosphären durch Glühen in inerter Atmosphäre erhalten.

Abbildung 2a zeigt die XRD-Muster von kommerziellem MoS₂ und MoS₂/C-Nanosphären. Die Muster des kommerziellen MoS₂ stimmen mit der Standardkarte von hexagonalem 2H-MoS₂ (JCPDS 87-2416) überein. Die Beugungspeaks bei ca. 2θ = 32,8° und 58,5° können den (100)- und (110)-Ebenen von MoS₂ in sowohl kommerziellem MoS₂ als auch hergestellten MoS₂/C zugeordnet werden [19, 29]. Zusätzlich beweisen zwei neue Peaks in MoS₂/C bei ca. 2θ = 7,9° und 18,3° die Entstehung einer neuen Struktur, die auf erweiterte (001)- und (002)-Kristallebenen hinweisen [27]. Der erweiterte d-Abstand wird auch durch HRTEM-Beobachtungen bestätigt (Abb. 2g). Die Analyse zeigt, dass MoS₂/C erfolgreich synthetisiert wurde und die Teilnahme von DPH zum erweiterten Schichtabstand beigetragen hat. Wie in Abb. 1b gezeigt, beträgt die BET-Oberfläche von MoS₂/C basierend auf N₂-Adsorptions-/Desorptionsisothermen 16,59 m² g⁻¹. Die Porengrößenverteilung (Einschluss in Abb. 2b), berechnet mit der BJH-Gleichung [2], weist eine mehrskalige poröse Struktur mit einer durchschnittlichen Porengröße von 20,66 nm auf. Eine solche hierarchisch poröse Struktur erleichtert den intimen Kontakt zwischen Elektrode und Elektrolyt sowie den schnellen Elektronen- und Ionen-Transport, was die Lithiumspeicherleistung weiter verbessert. Wie in Abb. 2c angegeben, bestätigt das Ramanspektrum von MoS₂/C die Existenz und den Graphitisierungsgrad von Kohlenstoff. Zwei typische Peaks bei 384 und 407 cm⁻¹ entsprechen den E²g und A₁g Schwingungsmoden von MoS₂ [17, 29, 30]. Zwei weitere charakteristische Peaks bei 1373 cm⁻¹ (D-Band) und 1605 cm⁻¹ (G-Band) weisen auf die Kohlenstoffphase hin [15, 21, 31]. Das D-Band korreliert mit defektem oder ungeordnetem amorphem Kohlenstoff durch sp³-Hybridisierung in der graphitischen Ebene, während das G-Band kristallinen graphitisierten Kohlenstoff repräsentiert [19, 32]. Das Verhältnis der Intensitäten von D- zu G-Band beträgt 0,85, was auf einen relativ hohen Graphitisierungsgrad des Kohlenstoffs hindeutet. TGA-Messungen in Abb. 2d bestätigen weiterhin den Kohlenstoffgehalt in den MoS₂/C-Kompositen. Der Gewichtsverlust von 4,2 % vor 100 °C entspricht der Verdunstung von adsorbiertem freiem Wasser in den Proben, und der Gewichtsverlust von 37,54 % zeigt die Oxidation von MoS₂ zu MoO₃ in Luft [14, 15]. Daher betragen die Gewichtsanteile von adsorbiertem Wasser, MoS₂ und Kohlenstoff 4,2, 64,78 und 31,02 Gew.-%.

XPS wurde untersucht, um die Elementzusammensetzung und Wertigkeiten von MoS₂/C in Abb. 3a–d zu bewerten. Wie in Abb. 3a gezeigt, können die Hauptbestandteile Mo, S, C und O aus dem Survey-Spektrum identifiziert werden; O stammt von der Sauerstoffadsorption auf der Oberfläche. Abbildung 3b zeigt das hochaufgelöste Spektrum von Mo 3d. Zwei Hauptpeaks bei 229,8 und 233,1 eV werden Mo 3d₅/₂ und Mo 3d₃/₂ von Mo⁴⁺ in MoS₂/C zugeordnet [19, 29]. Ein weiterer breiter Peak bei 227,0 eV wird allgemein mit S 2s in Verbindung gebracht. Der verbleibende Peak bei 236,3 eV kann Mo⁶⁺ zugeordnet werden, was die Bildung einer C–O–Mo-Bindung zwischen MoS₂ und Kohlenstoff anzeigt, was mit anderen MoS₂/C-Kompositen konsistent ist [27, 30, 33]. Ein charakteristisches Peakpaar von S ist bei 162,5 und 163,7 eV in Abb. 3c klar sichtbar, entsprechend S 2p₃/₂ und S 2p₁/₂ von S²⁻ in MoS₂ [5, 21]. Das dekonvolutierte XPS-Spektrum von C 1s ist in Abb. 3d dargestellt; die Signale können auf drei Peaks angepasst werden: Der Hauptpeak bei 284,7 eV entspricht C–C, während die beiden Peaks bei 285,6 und 288,9 eV C–O bzw. O–C=O zugeordnet werden [14, 29, 34, 35].

Wie in Abb. 4 dargestellt, offenbaren FESEM- und TEM-Bilder die Morphologie und Struktur von MoS₂/C. Repräsentative FESEM- und TEM-Bilder von MoS₂/C sind in Abb. 4a–f gezeigt, die eine poröse Nanosphärenstruktur aus ultradünnen MoS₂/C-Nanosheets mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 130–200 nm zeigen. Die FESEM-Bereichselementverteilungsanalyse (Abb. 4c) bestätigt das Vorhandensein von Mo, S, C Elementen und ihre gleichmäßige Verteilung im Komposit. Darüber hinaus sind die Nanosheets mit einer dünnen Kohlenstoffschicht überzogen und stehen in engem Kontakt zueinander, um eine Nanosphäre zu bilden (Abb. 4e, f). Eine solche offene poröse Struktur begünstigt den elektronischen Kontakt und schnellen Elektronentransfer während der Entlade-/Ladeprozesse. Abbildung 4g zeigt ein HRTEM-Bild von MoS₂/C. Das ausgewählte Flächenelektronenbeugungsmuster (SAED) indiziert einen Beugungsring zur polykristallinen Natur des MoS₂ (Einschluss in Abb. 4g).

Die erhaltenen MoS₂/C-Komposite enthalten 31,02 Gew.-% Kohlenstoff; zum Vergleich fügen wir der kommerziellen MoS₂ die gleiche Menge an leitfähigem aktiviertem Kohlenstoffpulver als aktives Material hinzu und mischen es dann mit PVDF und Acetylenschwarz, um die Elektroden herzustellen. Die beiden Proben wurden als CR2032-Münzzellen-Anoden zusammengebaut, um ihren elektrochemischen Mechanismus und ihre Leistung zu bewerten. Die ersten drei CV-Kurven der MoS₂/C-Elektrode wurden im Potentialfenster von 0,01 bis 3,0 V bei einer Scanrate von 0,2 mV s⁻¹ aufgenommen. Wie in Abb. 5a zu sehen, werden im ersten kathodischen Scan drei Reduktionspeaks von 1,22 bis 0,1 V beobachtet. Ein breiter Reduktionspeak bei 0,73–1,22 V entspricht der Einlagerung von Li⁺ in MoS₂/C und den Lithiierungsprozessen von MoS₂ zu LiₓMoS₂ [16, 36]. Zwei weitere Reduktionspeaks bei 0,58 V und 0,1 V werden der Bildung des Solid-Electrolyte-Interphase (SEI)-Films und der Reduktion von LiₓMoS₂ zu Mo zugeschrieben [14, 15, 25]. Im ersten anodischen Scan sind nur zwei bemerkenswerte Peaks bei 1,53 und 2,22 V zu sehen, die der Oxidation von Mo zur MoS₂-Phase und der Delithiierung von Li₂S zu S zugeordnet werden [5, 21, 37]. In den folgenden Scans verschwindet der Reduktionspeak (0,58 V) und die anderen beiden Peaks verschieben sich auf 1,17 V und 1,90 V, was auf einen multi-Lithiierungsprozess von MoS₂ hinweist. Bemerkenswert ist, dass die überlagerten Kurven im zweiten/dritten Scan die hohe Reversibilität und hervorragende Zyklenstabilität des hergestellten MoS₂/C in LIBs bedeuten. Die galvanostatischen Lade-/Entladekurven von MoS₂/C werden zwischen 0,01 und 3,0 V bei einer Stromdichte von 0,1 A g⁻¹ in Abb. 5b gezeigt. Die auftretenden Lade-/Entladespannungsplateaus stimmen mit den CV-Ergebnissen überein. Die MoS₂/C-Elektroden liefern eine Entladekapazität von bis zu 1307,77 mAh g⁻¹ und eine Ladekapazität von 865,54 mAh g⁻¹ mit einer initialen Coulombschen Effizienz (CE) von 66,18 %. Die unerwünschte CE und der Kapazitätsverlust von ca. 33 % stammen wahrscheinlich von der irreversiblen Zersetzung des Elektrolyten und der Bildung des SEI-Films auf der Elektrodenoberfläche [5, 14]. Die zweiten und dritten Lade-/Entladespannungsprofile wiederholen sich; die spezifischen Kapazitäten betragen 845,58/879,20 mAh g⁻¹ bzw. 836,13/810,92 mAh g⁻¹. Diese verbesserte CE zeigt, dass die elektrochemische Reversibilität der MoS₂/C-Anode gut ist.

Abbildung 5c vergleicht die Zyklenleistungen der MoS₂/C- und kommerziellen MoS₂-Anoden bei einer Stromdichte von 0,1 A g⁻¹ für 100 Zyklen. Kommerzielles MoS₂ zeigt initiale Lade-/Entladespezifische Kapazitäten von 671,70/952,52 mAh g⁻¹, was weit von den MoS₂/C-Kompositen (865,54/1307,77 mAh g⁻¹) entfernt ist. Dies liegt daran, dass das Vorhandensein von Kohlenstoff in MoS₂/C die Leitfähigkeit und die Oberflächen-/Grenzflächenspeicherung von Li, die aus der porösen Nanosphärenstruktur und der reversiblen Bildung/Zersetzung des polymeren gelartigen Films (SEI) resultiert, verbessert [38]. Nach 100 Zyklen zeigen die MoS₂/C- und MoS₂-Anoden Entladespezifische Kapazitäten von 587,18 und 350 mAh g⁻¹ mit hoher CE von ca. 99 %. Die Ratefähigkeit der beiden Proben wurde auch bei verschiedenen Stromdichten von 0,1 bis 2 A g⁻¹ in Abb. 5d bewertet. MoS₂/C behält bei höheren Stromdichten hohe Entladekapazitäten bei: 878 mAh g⁻¹ bei 0,1 A g⁻¹, 806 mAh g⁻¹ bei 0,2 A g⁻¹, 733 mAh g⁻¹ bei 0,5 A g⁻¹, 673 mAh g⁻¹ bei 1 A g⁻¹, 633 mAh g⁻¹ bei 1,5 A g⁻¹ und 612 mAh g⁻¹ bei 2 A g⁻¹ nach 10 Zyklen. Bei erneuter Bewertung bei einer Stromdichte von 0,1 A g⁻¹ steigt die Entladekapazität schnell auf 754 mAh g⁻¹ an und bleibt nach 40 Zyklen bei 876 mAh g⁻¹, was fast dem Wert des ersten 10. Zyklus entspricht, was die hervorragende Rateleistung und strukturelle Stabilität von MoS₂/C belegt. Bei MoS₂ betragen die Entladekapazitäten von 0,1 A g⁻¹ bis 2 A g⁻¹ nach 10 Zyklen 320 und 55 mAh g⁻¹ mit einem enormen Kapazitätsverlust von ca. 83 %. Die Ergebnisse zeigen, dass die elektrische Leitfähigkeit von kommerziellem MoS₂ durch die Zugabe von aktiviertem Kohlenstoff nicht signifikant verbessert wird, wodurch der Effekt schnellen Ladens und Entladens nicht erreicht wird. Dies liegt daran, dass einfaches physikalisches Mischen die elektrische Leitfähigkeit von kommerziellem MoS₂ nicht effektiv verbessern kann, was jedoch durch Kohlenstoffbeschichtung wie beim hergestellten MoS₂/C gelingt.

Die Langzeit-Zyklenleistung der beiden Proben ist in Abb. 5e bei einer hohen Stromdichte von 1,0 A g⁻¹ dargestellt. Um die Elektroden zu aktivieren, werden die Zellen für die ersten zwei Zyklen bei einer niedrigen Stromdichte von 0,05 A g⁻¹ getestet. MoS₂/C zeigt hohe Entladekapazitäten von 515, 443 und 439 mAh g⁻¹ bei 1,0 A g⁻¹ für den 100., 300. und 500. Zyklus. Im Vergleich zu zuvor berichteten MoS₂-Anodenmaterialien aus Tabelle 1 zeigt sich, dass hierarchisch poröse MoS₂/C-Nanosphären eine bessere elektrochemische Leistung aufweisen und großes Potenzial haben, Graphitanodenmaterialien zu ersetzen. Bemerkenswert ist, dass die Kapazitätskurve von MoS₂/C insgesamt relativ stabil ist, ohne besonders offensichtlichen Abfall abgesehen von den ersten paar Zyklen, was eine vorzügliche Langzeit-Zyklenstabilität veranschaulicht. Im Gegensatz dazu erleiden MoS₂-Anoden enorme Kapazitätsverluste mit niedrigen Entladekapazitäten von 114, 109 und 138 mAh g⁻¹ bei denselben Zyklen. Als Ergebnis zeigt MoS₂/C immer noch überlegene elektrochemische Eigenschaften als kommerzielles MoS₂, obwohl aktivierter Kohlenstoff mit dem gleichen relativen Gewichtsverhältnis in die MoS₂-Elektrode eingebracht wird. Dies kann auf folgende Vorteile zurückgeführt werden: I. MoS₂/C-Komposite besitzen eine offene poröse Architektur, bei der die Nanosphären aus ultradünnen MoS₂/C-Nanosheets, die mit einer dünnen Kohlenstoffschicht überzogen sind, selbstassembliert sind, was den intimen Kontakt zwischen Elektrode und Elektrolyt sowie schnellen Elektronen- und Ionen-Transport erleichtert. Gleichzeitig begünstigt die offene poröse Architektur die Bildung interner miteinander verbundener Kanäle und die Freilegung einer erhöhten Anzahl aktiver Stellen für elektronischen/ionischen Transport und Lithiumspeicherung. II. Die dünne Kohlenstoffschicht, die aus der Karbonisierung von DPH stammt, fungiert nicht nur als stabile Träger-Matrix, um die Agglomeration von MoS₂-Nanosheets zu verhindern, sondern verbessert auch die Gesamtleitfähigkeit des Materials. III. Der erweiterte Schichtabstand von MoS₂ in MoS₂/C kann den Iondiffusionswiderstand verringern und die Volumenausdehnung während der Entlade-/Ladezyklen lindern.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit haben wir hierarchisch poröse MoS₂/Kohlenstoff-Nanosphären hergestellt, die sich aus ultradünnen MoS₂/C-Nanosheets durch eine einfache hydrothermale Methode gefolgt von Glühen selbstassemblieren. Durch das rationale Strukturdesign bietet MoS₂/C schnelle Kanäle für Ionen-/Elektronentransport und erhält hohe Stabilität und Leitfähigkeit der gesamten Elektrode bei der Lithiumspeicherung. Darüber hinaus kann die Einlagerung von C in den Schichtabstand von MoS₂ die Volumenausdehnung kompensieren, um die Integrität der Elektrode zu gewährleisten und die elektronische Leitfähigkeit zu erhöhen. Die hergestellte MoS₂/C-Anode erreicht eine hohe spezifische Kapazität (1307,77 mAh g⁻¹ bei 0,1 A g⁻¹), hervorragende Langzeit-Zyklenleistung (439 mAh g⁻¹ bei 1,0 A g⁻¹ für 500 Zyklen) und schnelle Ratefähigkeit (612 mAh g⁻¹ bei 2 A g⁻¹).