碳纳米管/微膨石墨复合负极材料的制备及电化学性能研究
郭德超, 曾燮榕, 邓飞, 邹继兆, 盛洪超
深圳大学 材料学院, 深圳市特种功能材料重点实验室, 深圳 518060
曾燮榕, 教授. E-mail:zengxier@szu.edu.cn

郭德超(1987-), 男, 硕士研究生. E-mail:dechao@163.com

摘要

通过对两种天然鳞片石墨进行微膨胀处理得到微膨石墨, 然后以微膨石墨为基体采用化学气相沉积(CVD)法于微膨石墨的孔洞结构中原位生长碳纳米管, 制备了碳纳米管/微膨石墨复合负极材料. 电化学测试结果表明两种复合材料分别具有443和477 mAh/g的首次可逆容量. 两种复合材料在0.2C倍率下循环充放电30次后容量均能保持95%以上; 在1C下循环充放电50次后, 可逆容量分别稳定在259和195 mAh/g. 微膨胀处理形成的微纳米级孔洞以及原位碳纳米管的网络结构, 提供了更多的储锂空间, 并能够有效地缓冲电极材料在充放电时的体积变化; 电解质溶液浸润在纳米孔洞中, 有利于缩短锂离子的扩散路径, 提高倍率循环性能; 同时原位生长的类似常春藤形的碳纳米管可以起到桥梁的作用, 避免“孤岛”的形成, 增强了复合材料的导电性能.

关键词: 微膨石墨; 碳纳米管; 负极材料; 倍率性能; 循环稳定性
中图分类号:TM912   文献标志码:A    文章编号:1000-324X(2012)10-1035-07
Preparation and Electrochemical Performance of Carbon nanotubes/Micro-expanded Graphite Composite Anodes for Lithium-ion Batteries
GUO De-Chao, ZENG Xie-Rong, DENG Fei, ZOU Ji-Zhao, SHENG Hong-Chao
Materials School of Shenzhen University, Shenzhen Key Laboratory of Special Functional Materials, Shenzhen 518060, China
Abstract

Micro-expanded flake graphite (MEFG) and micro-expanded spherical graphite (MESG) were prepared from two kinds of natural graphite by intercalation reaction and rapid heating processes. Then carbon nanotubes/ micro-expanded graphite (CNTs/MEG) composites were prepared by chemical vapor deposition (CVD) process, for which CNTs were grown in the pores of micro-expanded graphite. Electrochemical test results show that first discharge/ charge capacities of CNTs/MEFG and CNTs/MESG could respectively accommodate up to 443 and 477 mAh/g. Both of the prepared CNTs/MEG composites keep more than 95% capacities after 30 cycles at the rate of 0.2C and their capacities are stable at 259 and 195 mAh/g after 50 cycles at 1C rate, respectively. The nanoporous structure and the CNTs network can improve the discharge capacities and effectively buffer the volumetric change of the composite electrode materials in the charge/discharge process. The diffusion path of Li+ can be reduced because of the electrolyte solution that filled in the nanopores, which significantly improves the rate capability of the electrodes. In addition, the growing ivy-like CNTs could improve the electric conductive property of the composites in the charge/discharge process.

Keyword: micro-expanded graphite; carbon nanotubes; anode materials; rate capability; cycle stability

锂离子电池的负极材料是影响电池性能的重要因素之一. 目前商用的负极材料主要是碳类负极材料, 分为石墨化碳、硬碳(难石墨化碳)和纳米碳材料等几种形式, 其中以石墨应用最多. 近年来, 锂离子电池在电动车等大型电动设备上的应用日渐引起人们的关注, 这就要求锂离子电池拥有较高的可逆容量、高充放电效率以及良好的循环稳定性[ 1, 2, 3, 4]. 天然石墨价格低廉、安全性能突出, 仍是动力锂离子电池负极的首选材料.

石墨的理论嵌锂容量为372 mAh/g, 其结晶完整并具有高取向性, 在锂离子嵌入和脱出的过程中, 在 d002方向会产生10%左右的膨胀和收缩, 其层状结构在循环过程中易被破坏[ 5]. 另外在循环过程中难免会有电解质溶剂共嵌于石墨层间, 由于有机溶剂的还原, 在大电流下会产生气体膨胀, 致使石墨片层剥落, 造成活性物质不可逆损失以及固体电解质界面膜(SEI膜)的不断破坏和重生, 从而导致循环寿命欠佳[ 6, 7]. 同时, 石墨也存在比容量偏低、首次充放电效率较低、锂离子在石墨中的扩散速度较慢等问题[ 8, 9]. 针对以上问题, 研究者通过热解炭包覆、与纳米碳材料(炭纤维或碳纳米管等)机械复合、表面氧化处理等手段来改性石墨[ 10, 11, 12, 13, 14], 使天然石墨的电化学性能得到了有效改善, 但是其首次可逆比容量和在高倍率下的循环稳定性等仍有待提高.

为了提高天然石墨的可逆容量和循环稳定性, 本工作拟通过将两种天然石墨(片状鳞片石墨和球形鳞片石墨)进行微膨胀处理, 扩大层间距, 然后在较大的孔隙中利用化学气相沉积法生长碳纳米管, 制得碳纳米管/微膨石墨复合负极材料, 测试并初步分析了复合材料的结构与其电化学性能之间的关系.

1 实验
1.1 材料制备

以高纯片状鳞片石墨(25 μm)和球形鳞片石墨(30 μm)为原料, 分别记作NFG和NSG, 采用电泳插层法[ 15]制备了可膨胀石墨, 最后在600℃下快速高温膨化, 得到微膨石墨, 分别记为MEFG和MESG.

取所制备的MEFG和MESG分别浸渍在催化剂Fe(NO3)3水溶液中, 超声震荡一定时间后过滤, 在真空干燥箱中80℃下干燥10 h. 将上述负载了催化剂的微膨石墨平铺于石英舟, 送入水平管式炉内, 在高纯氮气的保护下升温至650℃, 通入C2H2气体, 在设定温度下反应30 min, 最后在氮气的保护下冷却至室温, 即得碳纳米管/微膨石墨复合材料. 分别记作CNTs/MEFG和CNTs/MESG.

1.2 材料表征

材料的晶体结构由D8 Advance 型X射线衍射仪(XRD, Bruker)进行分析. 利用SU-70型扫描电子显微镜(SEM, Hitachi)观察所制备的复合材料的显微形貌等. 采用N2吸附BET比表面测试仪测得材料的比表面积.

1.3 电化学性能测试

电化学测试中, 为了对比物理方法添加碳纳米管和原位生长碳纳米管两种方式对微膨石墨电化学性能的影响, 利用机械球磨法按质量比90 : 10分别将两种微膨石墨与多壁碳纳米管(深圳纳米港, 管径约为50 nm)均匀混合, 分别记作MWCNTs- MEFG和MWCNTs-MESG.

将活性物质与PVDF按质量比80 : 20混合均匀, 用N-甲基吡咯烷酮调制成浆状物后, 均匀涂覆于铜箔上, 于120℃真空干燥15 h, 最后制作成电极片并转移至充满氩气的Unilab真空手套箱内装配实验电池. 模拟电池采用纽扣式CR3032型体系, 其中对电极为金属锂片, 隔膜为Celgard-2325, 电解液配比为EC: DMC体积比1 : 1, LiPF6 1 mol/L. 采用美国Arbin电池测试仪(BT2000)测试电化学性能, 以0.1 C倍率在0.01~2.5 V电压范围内考察材料的首次充放电性能, 在0.2 C和1 C倍率下分别循环30次和50次考察材料的循环性能, 测试温度为25℃.

2 结果与讨论

天然石墨、微膨石墨及碳纳米管/微膨石墨复合材料的XRD图谱如图1所示, 由图可知, 天然石墨、微膨石墨以及碳纳米管/微膨石墨复合材料都具有较高的石墨化度. 经微膨胀处理后, 材料的(002)衍射峰的2 θ角向低角度方向移动, 其 d002值相应有所提高, 见表1, 说明石墨层间距增大, 这将有利于Li+在石墨层间的嵌入和脱出[ 16]. 微膨处理使得石墨沿 C轴方向发生膨胀, 具有了丰富的孔洞结构, 其比表面积值增大到10~14 m2/g, 特别是复合了碳纳米管后, 材料中的微纳米孔洞进一步增多, 比表面积增大到22~27 m2/g. 这些孔洞结构将有利于电解液在其中的浸渍, 从而增大Li+在电极材料中的反应界面, 增加Li+在固/液界面的电化学活性.

图1 天然石墨、微膨石墨及碳纳米管/微膨石墨复合材料的XRD图谱Fig. 1 XRD patterns of natural graphites, micro-expanded graphites and carbon nanotubes/micro-expanded graphite composites(a) NFG, MEFG, MWCNTs-MEFG and CNTs/MEFG, (b) NFG, MEFG, MWCNTs-MESG, CNTs/MESG

表1 天然石墨、微膨石墨以及碳纳米管/微膨石墨复合材料的结构参数 Table 1 Structure parameters of natural graphites, micro- expanded graphite and carbon nanotubes/micro-expanded graphite composites

天然石墨、微膨石墨及碳纳米管/微膨石墨复合材料的SEM照片如图2所示. 从图2(a)、(b)可以看出片状鳞片石墨具备明显的鳞片状结构, 而球形石墨的表面更为光滑, 呈现较为规整的椭球形结构. 经过600℃高温膨化后, 可膨胀石墨中的层间化合物剧烈分解产生大量的气体, 由此产生的推力使得石墨沿 C轴方向发生膨胀[ 17], 表面破碎, 出现裂痕, 呈现明显的层片状结构, 具有丰富的微纳米孔洞, 见图2(c)、(d). 图2(e)、(f)、(g)、(h)所示是沉积了碳纳米管的微膨石墨的形貌, 可以看出, 弯曲状的碳纳米管的管径分布均匀, 直径在20 nm左右, 表面光滑, 形态较好. 碳纳米管均匀地贴附在微膨石墨的表面以及填充在微膨石墨的孔隙内, 常春藤似的碳纳米管与微膨石墨片层以及碳纳米管之间交错缠绕, 形成三维网络结构. 两种复合材料中碳纳米管的含量分别为9.14%(CNTs/MEFG)和10.67% (CNTs/MESG), 碳纳米管的沉积量不宜过多, 否则会降低电极材料的振实密度并造成团聚, 不利于其实际应用.

图2 天然石墨、微膨石墨以及碳纳米管/微膨石墨复合材料的SEM照片Fig. 2 SEM images of natural graphites, micro-expanded graphites and carbon nanotubes/micro-expanded graphite composites(a) NFG, (b) NSG, (c) MEFG, (d) MESG, (e) low and (g) high magnification of CNTs/MEFG, (f) low and (h) high magnification of CNTs/MESG

图3是天然石墨、微膨石墨、机械球磨法添加了多壁碳纳米管的微膨石墨以及化学气相沉积法制备的碳纳米管/微膨石墨复合材料在0.1 C(30 mA/g)倍率下的首次充放电曲线. 对比天然石墨和微膨石墨的首次充电过程(即锂离子的嵌入过程)可以看出, 后者在0.8 V左右有一个明显的嵌锂平台, 这是由于微膨石墨的比表面积增大, 在首次嵌锂过程中电解液在负极材料表面发生不可逆电化学反应生成SEI膜消耗了更多的锂离子[ 7, 18]. 而从添加MWCNTs的微膨石墨和碳纳米管/微膨石墨复合材料的首次充电曲线可以看出, 由于它们生成SEI膜而导致不可逆容量进一步增加. 这是因为碳纳米管的存在使得其比表面积进一步增加(见表1), 即较大的比表面积导致了材料的首次不可逆容量较大. 但是这一平台在第二次充电过程中即会消失, 因为SEI膜只会对锂离子导通而不对电子导通, 当SEI膜生成后有机电解液的还原反应就停止了. 另外, 微膨石墨、MWCNTs-微膨石墨和碳纳米管/微膨石墨复合材料的电压均在0.4 V左右开始下降缓慢, 之后逐渐下降到0 V, 这主要对应于锂离子嵌入石墨纳米级孔洞、石墨层间等位置形成石墨层间化合物的过程.

图3 各样品在0.1 C (30 mA/g) 的首次充放电曲线Fig. 3 First discharge/charge profiles of different samples with the current density of 30 mA/g (0.1 C rate)(a) NFG, MEFG, MWCNTs-MEFG and CNTs/MEFG, (b) NSG, MESG, MWCNTs-MESG and CNTs/MESG

根据文献[ 19, 20, 21, 22]报道, 锂离子不仅可以在低电位下储存在石墨片层间形成石墨层间化合物, 还能在高电位下储存在石墨材料的晶体表面、边缘、纳米级通道及孔洞, 以及和附近的官能团键相结合等多种方式储锂. 由图2可以知道碳纳米管/微膨石墨复合材料具有较高的比表面积和较多的微纳米孔洞等缺陷, 因此可以认为它们的贮锂机理与天然石墨有所不同, 锂离子并不只是贮存在石墨的层间, 微纳米孔洞、端面、层面以及碳纳米管表面等同样提供了大量的贮锂空间. 从它们的放电过程(即锂离子的脱出过程)也可以看出与天然石墨的有较大不同. 随着放电容量的增加, 天然石墨在0.2 V出现一个放电平台, 之后电位迅速增加到2.5 V; 而微膨石墨、MWCNTs-微膨石墨和碳纳米管/微膨石墨复合材料先是均在0.2 V出现一个平台, 之后电位缓慢上升到2.5 V, 并在1.2 V左右有一个小的放电平台. 根据Eom等[ 23]的研究结果, 这可能对应于被卷曲杂乱排列的石墨片层包裹住的Li+脱出石墨层的过程.

两种碳纳米管/微膨石墨复合材料的首次充电(嵌锂)容量分别为763和647 mAh/g, 比对应的天然石墨分别高出377和290 mAh/g(见表2). MEFG和MESG的首次放电容量(可逆容量)分别高达498和566 mAh/g, 较微膨胀处理前分别提高了136和 250 mAh/g; 机械添加MWCNTs后, 两种微膨石墨的放电容量有所降低, 这可能是因为MWCNTs本身的贮锂容量较低所致; 而两种碳纳米管/微膨石墨复合材料的首次可逆容量分别为443和 477 mAh/g, 较机械添加MWCNTs又略有降低, 可能是因为CVD法制备的碳纳米管是闭口的, 锂离子不能嵌入到碳纳米管的层间所致. 另外需要指出的是, 碳纳米管/微膨石墨复合材料的首次库伦效率比天然石墨均有明显降低, 结果见表2, 这是因为微膨处理导致材料比表面积增加, 同时沉积的碳纳米管也是一种纳米尺寸的碳材料, 具有很大的比表面积, 在首次嵌锂过程中生成大量SEI膜而导致首次不可逆容量增大. 尽管各个样品在第二次循环时的库伦效率均达到96%以上, 在后续的研究中可以通过碳包覆以降低比表面积等手段来提高材料的首次库伦效率.

表2 各样品的首次充放电容量(0.1 C)、首次库伦效率以及在0.2 C和1 C倍率时的循环性能 Table 2Results of 1st discharge/charge capacity(0.1 C rate), 1st coulombic efficiency, cycle life at 0.2 Cand 1 Crate

图4是各样品分别在0.2 C下循环充放电30次的性能对比, 可以看出虽然添加了MWCNTs的微膨石墨以及碳纳米管/微膨石墨复合材料的可逆容量较相应的微膨石墨低, 但是却具有更好的循环稳定性, 其中碳纳米管/微膨石墨复合材料的首次放电容量分别为403和435 mAh/g, 30次循环后容量保持率分别为96.8%和94.5%.

图4 各样品分别在0.2 C 倍率下循环30次的性能对比Fig. 4 Cycling performance at 0.2 Crate of different samples

在1 C下循环充放电50次测试了各样品在高倍率充放电时的电化学性能见图5. 两种天然石墨在大电流充放电情况下衰减迅速, 其中NFG循环50次后容量仅有初始的20.6%. 快速充放电会造成锂离子在天然石墨中的不充分嵌入和脱出, 导致容量降低. 另外, 由于天然石墨具有完整的层状结构, 其结构在循环过程中容易因锂离子的快速嵌脱而被破坏, 石墨片层被剥离而导致活性物质损失. 对比有无添加MWCNTs的微膨石墨的循环充放电曲线发现, 添加了MWCNTs的微膨石墨的可逆容量相对稳定, 50次循环后容量保持率较未添加MWCNTs之前分别提升了11.8%和13.8%. 虽然两种碳纳米管/微膨石墨复合材料在1 C下的首次可逆容量不及相对应的微膨石墨, 但是其可逆容量在50次循环后可以分别稳定在259和195 mAh/g, 容量保持率分别为96.3%和81.6%, 循环性能得到进一步改善.

图5 各样品分别在1 C倍率下循环50次的性能对比Fig. 5 Cycling performance at 1 Crate of different samples

以上循环充放电测试结果表明, 碳纳米管/微膨石墨复合材料之所以具有良好的循环稳定性和高倍率性能应该与其具有高孔隙率以及复合碳纳米管有关. 微膨胀处理导致的石墨层间距增大和微纳米孔洞等内部缺陷结构能够有效地缓冲电极材料在充放电时的尺寸变化, 吸收电极在充放电特别是高倍率充放电造成体积剧变时产生的张力[ 13, 24]. 石墨中锂离子的电化学嵌入和脱出过程受电荷传输和质量传输的控制, 根据Sawai等[ 25]的观点, 电极材料的孔隙率对锂离子的快速脱嵌有很大的影响, 碳纳米管/微膨石墨复合材料中丰富的纳米孔洞结构可以提高其中电解质溶液的浸润量, 有利于缩短锂离子的扩散路径. 此外微膨处理导致的石墨层间距增大也为锂离子的嵌脱提供了良好的通道. 碳纳米管对电子的传导能力较强, 微膨石墨中复合的碳纳米管可以起到桥梁的作用, 使得微膨石墨颗粒间得以很好地接触, 避免“孤岛”的形成, 有利于其快速充放电[ 26]. 微膨石墨的比表面积较大、表面粗糙, 给机械混合碳纳米管带来困难, 难以保证其分散均匀, 导致部分微膨石墨颗粒之间仍有可能仅为“点接触”. 通过在微膨石墨表面及孔隙内直接生长CNTs, 将微膨石墨负极与碳纳米管直接复合, 这样一种结构一方面解决了碳纳米管在微膨石墨中的分散问题, 使得其与微膨石墨结合更紧密, 有利于稳定电极结构; 另一方面也可减少接触电阻, 增强了微膨石墨颗粒间的导电性, 直接构建更为完整均匀的三维导电网络结构; 均匀的碳纳米管网络的存在还可以与微膨石墨复合而形成更多的微纳米孔洞, 增强了材料的电化学性能. 综上原因使碳纳米管/微膨石墨复合材料表现出了较好的循环稳定性特别是高倍率循环稳定性, 适合应用作动力电池的负极.

3 结论

为了改善天然石墨负极材料的比容量偏低、循环稳定性较差、锂离子扩散速度较慢而导致的高倍率电化学性能不理想等现象, 本工作针对两种天然鳞片石墨进行了微膨胀处理, 并利用CVD法沉积碳纳米管于微膨石墨的表面及孔洞结构中, 制备了碳纳米管/微膨石墨复合负极材料. 结果表明, 碳纳米管/微膨石墨复合材料的石墨层间距和比表面积相比天然石墨都有所增加, SEM可以观察到石墨沿 c轴方向发生膨胀, 表面破碎并出现裂隙, 具有了丰富的微纳米孔洞, 常春藤似的碳纳米管均匀地贴附在微膨石墨的表面以及填充在微膨石墨的孔隙内, 形成三维网络结构. 电化学测试表明这两种复合材料分别具有高达443和477 mAh/g的首次可逆容量, 高于天然石墨的理论值372 mAh/g, 且在0.2 C下循环充放电30次后容量均能保持95%以上. 在1 C下循环充放电50次后, 可逆容量分别稳定在259和195 mAh/g. 鉴于此, 碳纳米管/微膨石墨复合材料是一种有潜力的锂离子电池负极材料.

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