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碳纳米管包覆的MoS2锂电负极材料制备及其性能研究

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程志明, 杨尊先, 郭太良. 碳纳米管包覆的MoS2锂电负极材料制备及其性能研究[J]. 真空科学与技术学报, 2024, 44(4): 354-360. doi: 10.13922/j.cnki.cjvst.202401016
引用本文: 程志明, 杨尊先, 郭太良. 碳纳米管包覆的MoS2锂电负极材料制备及其性能研究[J]. 真空科学与技术学报, 2024, 44(4): 354-360. doi: 10.13922/j.cnki.cjvst.202401016
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Zhiming CHENG, Zunxian YANG, Tailiang GUO. Preparation of Carbon Nanotube-Coated MoS2 Lithium Anode Material and its Performance Study[J]. zkkxyjsxb, 2024, 44(4): 354-360. doi: 10.13922/j.cnki.cjvst.202401016
Citation: Zhiming CHENG, Zunxian YANG, Tailiang GUO. Preparation of Carbon Nanotube-Coated MoS2 Lithium Anode Material and its Performance Study[J]. zkkxyjsxb, 2024, 44(4): 354-360. doi: 10.13922/j.cnki.cjvst.202401016
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碳纳米管包覆的MoS2锂电负极材料制备及其性能研究

  • 1.

    福州大学物理与信息工程学院 福州 350116

  • 2.

    平板显示技术国家地方联合工程实验室 福州 350108

    • 通讯作者: E-mail: yangzunxian@hotmail.com; 

  • 中图分类号: TM912.9

Preparation of Carbon Nanotube-Coated MoS2 Lithium Anode Material and its Performance Study

  • 1.

    School of Physics and Information Engineering, Fuzhou University, Fuzhou 350116, China

  • 2.

    State Local Joint Engineering Laboratory of Flat Panel Display Technology, Fuzhou 350108, China

    • Corresponding author: Zunxian YANG, yangzunxian@hotmail.com ; 

  • MSC: TM912.9

  • 摘要: 二硫化钼（MoS2）作为一种出色的二维层状材料，是锂离子电池负极的理想候选材料。然而，由于MoS2二维层状结构的堆叠性、充放电过程中的体积膨胀以及自身的低电导率等问题，限制了其在锂离子电池中的发展。文章将MoS2与有机碳源葡萄糖复合，合成出了MoS2@C的复合材料，实验表明，不同含量葡萄糖碳化后形成的碳纳米管对水热生长存在MoS2明显的影响，通过调控葡萄糖的含量合成出在碳纳米管内层生长的MoS2@C复合材料，其具有较高的比容量，以及更好的结构稳定性，在充放电过程中的比容量衰减更小。其作为锂离子电池负极材料时，在0.2 Ag−1的电流密度下循环100次后保持680.7 mAhg−1的比容量；在1 Ag−1的电流密度下，循环1000次后仍可保持580.9 mAhg−1的可逆比容量。同时，分析了MoS2@C在水热过程中的硫化反应进程，为合理制备MoS2与碳的复合材料提供新的路径。径。
    Abstract: Molybdenum disulfide (MoS2), as an excellent two-dimensional layered material, is an ideal candidate for the anode of lithium-ion batteries. However, the stacking nature of MoS2 2D layered structure, volume expansion during charging and discharging, and its own low conductivity limit its development in lithium-ion batteries. In this work, we synthesized MoS2@C composites by compositing MoS2 with glucose, an organic carbon source. Experiments showed that the carbon nanotubes formed after carbonization of different contents of glucose had a significant effect on the hydrothermal growth of the presence of MoS2, and we synthesized MoS2@C composites grown in the inner layer of carbon nanotubes by regulating the content of glucose, which had a high specific capacity, and better structural stability, less specific capacity decay during charging and discharging. When used as an anode material for lithium-ion batteries, it maintains a specific capacity of 680.7 mAhg−1 after 100 cycles at a current density of 0.2 Ag−1, and a reversible specific capacity of 580.9 mAhg−1 after 1000 cycles at a current density of 1 Ag−1. Meanwhile, the sulfidation reaction process of MoS2@C in the hydrothermal process was analyzed to provide a new path for the rational preparation of MoS2 composites with carbon.
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  • 图 1  MoS2@C水热硫化过程

    Figure 1.  MoS2@C hydrothermal vulcanization process

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    图 2  水热法制备（a） MoO3纳米棒，（b） MoS2@C-3，（c） MoS2@C-5，（d） MoS2@C-8

    Figure 2.  (a) MoO3, (b) MoS2-@C-3, (c) MoS2@C-5, (d) MoS2@C-8prepared by hydrothermal method

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    图 3  MoS2@C-5的元素分布图。（a） MoS2@C-5的SEM，（b） C元素，（c） Mo元素，（d） S元素

    Figure 3.  Elemental distribution of the MoS2@C-5. (a) SEM of MoS2@C-5, (b) elemental C, (c) elemental Mo, (d) elemental S

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    图 4  水热法制备。（a） MoS2@C-5-1，（b） MoS2@C-5-2，（c） MoS2@C-5-4，（d）MoS2@C-5-8，（e） MoS2@C-5-12，（f） MoS2@C-5

    Figure 4.  Hydrothermal preparation of (a) MoS2@C-5-1, (b) MoS2@C-5-2, (c) MoS2@C-5-4, (d) MoS2@C-5-8, (e) MoS2@C-5-12, (f) MoS2@C-5

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    图 5  MoO3和MoS2@C-5的材料表征图。（a） MoO3纳米棒的XRD图谱，MoS2@C-5的（b） XRD图谱，（c） MoS2@C-5拉曼光谱，（d） MoS2@C-5的热重曲线图

    Figure 5.  Material characterization diagrams of MoO3and MoS2@C-5. (a) XRD image of MoO3, (b) XRD image of MoS2@C-5, (c) Raman spectroscopy of MoS2@C-5, (d) TGA of MoS2@C-5

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    图 6  MoS2@C-5的XPS图谱。（a）全谱，（b） C 1s，（c） Mo 3d， and （a） S 2p

    Figure 6.  XPS spectrum of the MoS2@C. (a) full spectrum, (b) C 1s, (c) Mo 3d, and (d) S 2p

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    图 7  MoS2@C-3、MoS2@C-5 和MoS2@C-8的电化学性能。（a）MoS2@C-5的CV曲线，（b）MoS2@C的充放电倍率特性曲线，（c） MoS2@C在0.2 Ag−1下的充放电循环曲线，（d） MoS2@C-5在1Ag−1下的充放电循环曲线，（e） MoS2@C-3、MoS2@C-5 和MoS2@C-8的电化学交流阻抗图谱

    Figure 7.  Electrochemical properties of MoS2@C-3, MoS2@C-5 and MoS2@C-8. (a) CV curves of MoS2@C-5, (b) rate performance of MoS2@C, (c) cycle curves of MoS2@C at 0.2 Ag−1, (d) long cycle curves of MoS2@C-5 at 1 Ag−1, (e) the EIS spectra of MoS2@C-3, MoS2@C-5 and MoS2@C-8

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  • [1] Wang Q, Wang X, Huang S S, et al. Integrated design of sandwich-like C@MoS2@C nanospheres as active anode material for lithium-ion batteries[J]. Journal of Materials Science,2022,57(31):14948−14958 doi: 10.1007/s10853-022-07547-4
    [2] Gao P Y, Yang Z X, Liu G M, et al. Facile synthesis of MoS2/MWNT anode material for high-performance lithium-ion batteries[J]. Ceramics International,2015,41(1):1921−1925 doi: 10.1016/j.ceramint.2014.09.132
    [3] Hwang M J, Kim K M, Ryu K S. Effects of graphene on MoO2-MoS2 composite as anode material for lithium-ion batteries[J]. Journal of Electroceramics,2014,33(3−4):239−245 doi: 10.1007/s10832-014-9956-7
    [4] Zhu G L, Xia G L, Yu X B. Hierarchical 3D cuprous sulfide nanoporous cluster arrays self-assembled on copper foam as a binder-free cathode for hybrid magnesium-based batteries[J]. Small, 2021, 17(44):2101845
    [5] Yoo H, Tiwari A P, Lee J, et al. Cylindrical nanostructured MoS2 directly grown on CNT composites for lithium-ion batteries[J]. Nanoscale,2015,7(8):3404−3409 doi: 10.1039/C4NR06348A
    [6] Cheng Q H, Yu X B. Structural engineering of metal-organic framework derived tin sulfides for advanced Li/Na storage[J]. Journal of Materials Chemistry A,2021,9(18):11381−11396 doi: 10.1039/D1TA01768C
    [7] Yang Y, Okonkwo E G, Huang G Y, et al. On the sustainability of lithium ion battery industry-A review and perspective[J]. Energy Storage Materials, 2021, 36: 186-212
    [8] Jeong J M, Lee K G, Chang S J, et al. Ultrathin sandwich-like MoS2@N-doped carbon nanosheets for anodes of lithium ion batteries[J]. Nanoscale,2015,7(1):324−329 doi: 10.1039/C4NR06215A
    [9] Ding S Q, Liu S, Li J J, et al. Multifunctional catalyst CuS for nonaqueous rechargeable lithium-oxygen batteries[J]. Acs Applied Materials & Interfaces,2021,13(42):50065−50075
    [10] Zhao Y, Ding Y, Li Y T, et al. A chemistry and material perspective on lithium redox flow batteries towards high-density electrical energy storage[J]. Chemical Society Reviews,2015,44(22):7968−7996 doi: 10.1039/C5CS00289C
    [11] Xiong F Y, Cai Z Y, Qu L B, et al. Three-dimensional crumpled reduced graphene oxide/MoS2 nanoflowers: a stable anode for lithium-ion batteries[J]. Acs Applied Materials & Interfaces,2015,7(23):12625−12630
    [12] He J R, Hartmann G, Lee M, et al. Freestanding 1T MoS2/graphene heterostructures as a highly efficient electrocatalyst for lithium polysulfides in Li-S batteries[J]. Energy & Environmental Science,2019,12(1):344−350
    [13] Wang J, Tian J H, Naren, et al. Synthesis of MoS2 and graphene composites as the anode materials for Li-Ion batteries[J]. Energy Technology,2018,6(10):1913−1920 doi: 10.1002/ente.201800011
    [14] Yang F P, Feng X F, Glans P A, et al. MoS2 for beyond lithium-ion batteries[J]. Apl Materials, 2021, 9(5):050903
    [15] Cheng S P, Xia X H, Liu H B, et al. Core-shell structured MoS@S spherical cathode with improved electrochemical performance for lithium-sulfur batteries[J]. Journal of Materials Science & Technology,2018,34(10):1912−1918
    [16] Zhang Y L, Mu Z J, Yang C, et al. Rational design of MXene/1T-2H MoS2-C nanohybrids for high-performance lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Functional Materials, 2018, 28(38):1707578
    [17] Cha E, Patel M D, Park J, et al. 2D MoS2 as an efficient protective layer for lithium metal anodes in high-performance Li-S batteries[J]. Nature Nanotechnology,2018,13(4):337−344 doi: 10.1038/s41565-018-0061-y
    [18] Faizan M, Hussain S, Vikraman D, et al. MoS2@Mo2C hybrid nanostructures formation as an efficient anode material for lithium-ion batteries[J]. Journal of Materials Research and Technology-Jmr&T, 2021, 14:2382-2393
    [19] Zhao C Y, Fu J W, Shen A, et al. Interfacial coupling of MoS2/MoO3 hierarchical heterostructures as superior anodes for high-performance lithium-ion battery[J]. Journal of Energy Storage, 2023, 72:108595
    [20] Xu W, Wang T, Yu Y, et al. Synthesis of core-shell TiO2@MoS2 composites for lithium-ion battery anodes [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 689: 460-467
    [21] Fang X Y, Zhang M G. MoS2/G interlayer as a polysulfide immobilization apparatus for high-performance lithium-sulfur batteries[J]. Ionics,2021,27(9):3875−3885 doi: 10.1007/s11581-021-04151-5
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出版历程
  • 收稿日期:  2024-01-17
  • 刊出日期:  2024-04-30

碳纳米管包覆的MoS2锂电负极材料制备及其性能研究

    通讯作者: E-mail: yangzunxian@hotmail.com; 
  • 1. 福州大学物理与信息工程学院 福州 350116
  • 2. 平板显示技术国家地方联合工程实验室 福州 350108
  • 收稿日期:  2024-01-17

摘要: 二硫化钼（MoS2）作为一种出色的二维层状材料，是锂离子电池负极的理想候选材料。然而，由于MoS2二维层状结构的堆叠性、充放电过程中的体积膨胀以及自身的低电导率等问题，限制了其在锂离子电池中的发展。文章将MoS2与有机碳源葡萄糖复合，合成出了MoS2@C的复合材料，实验表明，不同含量葡萄糖碳化后形成的碳纳米管对水热生长存在MoS2明显的影响，通过调控葡萄糖的含量合成出在碳纳米管内层生长的MoS2@C复合材料，其具有较高的比容量，以及更好的结构稳定性，在充放电过程中的比容量衰减更小。其作为锂离子电池负极材料时，在0.2 Ag−1的电流密度下循环100次后保持680.7 mAhg−1的比容量；在1 Ag−1的电流密度下，循环1000次后仍可保持580.9 mAhg−1的可逆比容量。同时，分析了MoS2@C在水热过程中的硫化反应进程，为合理制备MoS2与碳的复合材料提供新的路径。径。

English Abstract

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  • 随着化石能源的持续消耗，人们对于新能源的需求越来越迫切。锂离子电池（Lithium-ion batterys）作为新能源领域内最受关注的储能器件之一，因其体积小、能量密度高和稳定性好等特点，已被广泛应用于能源储存领域[1-4]。由于传统的商业石墨负极材料理论比容量（370 mAh/g）较低，所以传统的锂离子电池已难以满足日益增长的能源需求[5-7]。因此，寻求可替代石墨负极材料的新型电极材料变得十分必要[8-11]。过渡金属二硫化物和过渡金属氧化物等高性能负极材料及其他商用石墨的替代品已被广泛研究，其中MoS2因其理论容量高、成本低、储量丰富和生态友好等优点受到广泛关注。其具有 670 mAhg−1 的高理论比容量，且其有着较大层间间距（0.62 nm）[12-13]，有利于锂离子的插入与脱嵌[14-15]。然而，MoS2作为一种半导体，其内在电导率相对较低，并且在锂离子电池充放电循环过程中结构不稳定的局限性，导致其在循环过程中比容量的快速衰减，这极大的阻碍了其作为LIBs负极材料的发展[8, 16-18]。

    为了克服这些问题，本文采用以下两种方法来改善MoS2作为锂离子电池负极材料的电化学性能，其一是缩小MoS2的结构尺寸，将其制备成纳米线和纳米棒状结构，从而缩短电子传输距离。Zhao等[19]水热合成出球形纳米花状MoS2，进而在空心中退火合成出球形纳米花MoS2/MoO3异质结构复合材料，在 0.2 Ag−1 下循环 100 次后显示出 509.3 mAhg−1的高可逆容量，在 2.0 Ag−1 下循环 3000 次后显示出 335.9 mAhg−1 的出色循环性能。其二是用碳包覆MoS2，碳膜有着较高导电率，并且还能抑制材料在充放电过程中的体积膨胀。Xu等[20]通过在合成的二氧化钛纳米球上水热生长MoS2，得到核壳结构的TiO2@MoS2异质结复合材料，在 0.1 Ag−1 下循环 80 次后显示出 871 mAhg−1 的出色比容量性能。Fang等[21]通过水热法，在石墨烯的夹层中生长MoS2，得到了MoS2/G复合材料，在锂硫电池中，在 0.5 Ag−1 下循环450次后显示出984.9 mAhg−1 的出色比容量性能。

    本工作中通过水热法合成出的三氧化钼（MoO3）纳米棒为前驱体，将其与葡萄糖在有机溶剂甲苯中混合均匀，再退火碳化后合成出MoO3@C复合材料，最后经过水热硫化得到了MoS2@C复合材料。在其合成过程中，发现在碳纳米管内层生长的MoS2有着更好的结构稳定性，其在充放电过程中的比容量衰减较小，本文为了进一步提高MoS2@C复合材料的电化学性能，通过调控葡萄糖的含量，合成出能够在碳纳米管内部生长的MoS2材料，这种材料不仅有着更好的机械强度，而且在充放电循环过程中比容量衰减更小。复合材料在0.2 Ag−1的电流密度下循环100次后保持着680.7 mAhg−1的比容量。即使在1 Ag−1的电流密度下，循环1000圈后仍可保持580.9 mAhg−1的可逆比容量。

    • 1.   MoS2@C复合材料制备及电化学性能测试

      1.1.   合成MoO3 纳米棒

    • 先量取 10 mL过氧化氢水溶液（质量分数为 30%）置于冰箱中冷冻一段时间，称取 1.2 g钼粉末，在冰水浴中缓慢向过氧化氢溶液中缓慢添加钼粉，直至溶液呈透明的橙色。加入 50 mL去离子水，搅拌半小时后，将前驱体溶液转移至 100 mL高压反应器中，将烘箱温度调至180℃，并在该温度下保持36 h。通过离心过滤收集白色沉淀，用酒精洗涤数次，随后放入 60℃ 的烘箱中真空干燥。

      • 1.2.   合成MoO3@C 纳米棒

    • 量取 100 mL甲苯，将 0.50 g MoO3 纳米棒超声分散在甲苯中，再加入 0.58 g葡萄糖，于室温下搅拌 3 h后，将其转移至烘箱中。在180℃下蒸发，将收集的干燥产物放入坩埚中，并将坩埚放入管式炉中。通入流动的氩气，在 300℃下加热 3 h。

      • 1.3.   合成MoS2@C复合材料

    • 在 30 mL去离子水中加入 0.2000 g MoO3@C 纳米棒和 0.8000 g硫脲。将混合物搅拌 30 min以形成均匀的溶液，随后转移到 50 mL高压釜中，在 220℃ 下水热处理 24 h。得到的黑色反应产物经离心过滤，并用乙醇反复洗涤，最后在 60℃ 的烘箱中干燥。根据葡萄糖添加量的多少，将产物分别命名为MoS2@C-3、MoS2@C-5和MoS2@C-8。并研究了MoS2@C-5在水热过程中各阶段的反应状态，根据反应时间的长短，将产品分别命名为MoS2@C-5-1、MoS2@C-5-2、MoS2@C-5-4、MoS2@C-5-8和MoS2-@C-5-12。

      • 1.4.   电池组装以及电化学性能测试

    • 先按照质量比为14:3:3的比值称取合成的活性材料、炭黑和聚偏二氟乙烯(PVDF)，在将其研磨一段时间后，多次滴入适量的N-甲基吡咯烷酮(NMP)并不断研磨混合均匀。之后在铜箔上均匀涂覆研磨好的浆料，先在真空中静置2 h，然后在温度为80℃的真空下加热1 h，最后在温度为120℃真空下加热12 h。等待温度降到室温时，便可取出制备好的负极电极片。之后，将其与纯锂片（电池正极）和1M LiPF6的DMC/EC/DEC (1:1:1 v/v/v)（电解液）于惰性气体环境下的手套箱中组装成锂半电池。在将制备好的电池静止一个晚上之后，于测试系统（LAND-CT2011A，湖北武汉电子股份有限公司）上进行恒电流充放电循环测试和倍率充放电测试。循环伏安测试和交流阻抗测试则是在在电化学工作站（CHI650D，上海辰华仪器有限公司）上进行测试。

    2.   结果与讨论

    • MoS2@C水热硫化过程由图1展示。首先由于添加葡萄糖比例的不同，经过退火碳化后形成的碳纳米管的结构存在差异。较低比例的葡萄糖所形成的薄层碳纳米管无法抑制钼源渗透过碳纳米管壳，所以最终MoS2均生长在碳纳米管表面；然而增加葡萄糖量所碳化的碳纳米管具有更厚的碳层，这抑制了钼源扩散，从而使得MoS2能够在碳纳米管内部生长，这样提高了材料在充放电时的结构稳定性。

      图2为水热法合成的MoO3纳米棒以及后续水热硫化的形貌测试图。图2（a）中为水热合成的MoO3纳米棒的形貌是较为一致的长棒状，长度大约有数十微米，直径则为纳米量级，该长棒状结构有利于电子的转移。图2（b）展示了MoS2@C-3经过水热硫化后的形貌，可以看出在碳纳米管表面包覆了MoS2纳米片。图2（c）则为MoS2@C-5经过水热硫化后的形貌，可以观测到在碳纳米管表面只有少量的MoS2纳米片，大部分的MoS2仍被包覆在碳纳米管内部。图2（d）显示了MoS2@C-8经过水热硫化后的形貌，与MoS2@C-5形貌相似，碳纳米管表面被包覆了更少的MoS2纳米片。上述结果表明，随着葡萄糖含量的增加，MoS2更容易被包覆在碳纳米管内部，这可防止活性材料直接与电解液接触，有利于促进材料充放电中的结构稳定，从而抑制了材料的比容量衰减。MoS2@C-5复合材料的元素映射结果如图3所示，C元素、Mo元素及O元素皆均匀分布在碳纳米管内部，这进一步表明MoS2生长在碳纳米内部。

      为水热法合成的MoS2@C-3复合材料在水热各阶段的形貌图。图4（a）为在水热1 h后的SEM图像，可以看出，此时MoO3全都被包覆在碳纳米管内部，且MoO3纳米棒开始断裂。图4（b）为水热2 h后的SEM图像，此时大部分MoO3纳米棒已经断裂，且能观测到极小部分MoO3正在穿过碳纳米管。图4（c）为水热4 h后的SEM图像，已有小部分MoO3穿过碳纳米管，这是由于碳化后的碳纳米管并不一致，存在少量较薄的碳纳米管，甚至其中的部分变成了片状，说明此时硫脲分解产生的硫化氢开始渗透进碳纳米管内部，并与发生MoO3了反应。图4（d）为水热8 h后的SEM图像，穿过碳纳米管的MoO3基本都变为纳米片结构，透过碳纳米管，能够观测到其内部也存在许多片状物质，说明此时硫化进行剧烈，硫化氢大量渗透进入碳纳米管内部。图4（e）和图4（f）过的形貌已经稳定下来，推测大部分的MoO3已被硫化。上述结果表明，随着水热时间的增加，首先发生MoO3纳米棒的断裂，其中断裂的小颗粒甚至渗透出碳纳米管，进而被水溶液中的硫化剂硫化生成了MoS2，而大部分未渗透出MoO3则随着反应时间的增加，在硫化剂渗入碳纳米管内后反应生成MoS2。

      图5（a）为MoO3纳米棒的XRD图谱，可以看出其对应的几个峰分别位于 12.7°、23.3°、25.7°、27.3°、38.9°、58.8° 和 67.5°，MoO3纳米棒对应的晶面分别为（020）、（110）、（040）、（021）、（060）、（081）和（0100）。图5（b）为MoS2@C-5的XRD图谱，结果显示在 14.1°、32.3°、32.9° 和 58.7°处有几个峰，对应的 MoS2 晶面分别为 (002)、(001)、(103) 和 (110)。图5（c）为MoS2@C 的拉曼光谱测试，在 1359 cm−1 和 1578 cm−1 处有两个微弱的峰，分别对应于D峰和G峰，根据拟合曲线计算出的 ID:IG值近似为 0.91，表明 MoS2@C-5具有较高的石墨化程度，这有利于电子的转移。在测量 MoS2@C 复合材料的活性物质含量时，使用热重分析仪进行了 TGA 分析（图5（d）），吸附水的蒸发温度低于 100℃，含量为 1.1%，因此根据计算可得出 MoS2 的含量为 68.1%，复合材料中活性物质MoS2含量较高，这保证了材料的比容量性能。

      图6（a）到图6（d）进一步揭示了MoS2@C-5的表面的电子态信息，测得的 XPS 光谱验证了C、Mo、S 和 O元素的存在（图6（a））。如图6（b） 所示，C1s 的光谱在 284.8 eV 和 286.1 eV 处有两个拟合峰，分别对应于 C-C 和 C-O。如图6（c）所示，位于235.8 eV的峰对应于 Mo6+，而位于 229.3 eV 和 232.4 eV 的信号峰分别对应于 Mo3d5/2 和 Mo3d5/2，最后位于 226.4 eV 的信号峰对应于 S2s。而位于162.3 eV和163.5 eV处的峰值分别代表S2p3/2和S2p1/2（图6（d））。从结果可以表面，采用这种合成路线，可以成功制备出包裹在碳纳米管内部的MoS2的MoS2@C结构。这种独特的结构可以显著提高电池在充放电过程的循环稳定性。

      MoS2@C-5的电化学测试分析结果如图7所示。将MoS2@C-5制备成的电池放置在电压范围为0.01 V～3.0 V的，扫描速度为0.1 mA/s的电化学工作站中进行循环伏安特性曲线测试。得到的CV测试结果如图7（a）所示。根据 MoS2@C 在扫描速率为 0.5 mVs−1时的 C-V 图，在最初的阴极扫描中存在两个不可逆的还原峰：一个在0.76 V，对应于锂离子的插层反应（MoS2 + xLi+ + xe− → LixMoS2）；另一个在0. 32 V，对应于 Li+ 和 LixMoS2 之间的进一步反应（LixMoS2 + (4−x) Li++ (4−x) e−→Mo + 2Li2S），其中伴随着固态电解质相（SEI）的形成。图7（b）显示了 MoS2@C-3、MoS2@C-5和 MoS2@C-8在 0.1C、0.2C、0.5C、1C、2C 和 5C 的不同倍率下的比容量性能，其中MoS2@C-5 在0.1C、0.2C、0.5C、1C、2C 和 5C 的不同倍率下的比容量分别为 1446.6、848.6、771.7、655、452.7 和 272.2 mAhg−1，当电流密度回到 0.1C 时容量能够恢复到 806.4 mAhg−1，其表明 MoS2@C 具有良好的可逆性能。图7（c）展现的是MoS2@C材料在0.2 Ag−1的电流密度下的储锂性能，MoS2@C-5在0.2 Ag−1的电流密度下循环100圈之后仍能保持在680.7 mAhg−1的的比容量。此外，再将MoS2@C-5在1 Ag−1电流密度下进行长循环测试，其结果如图7（d）所示，在当前电流密度下循环1000圈之后仍能保持着580.9 mAhg−1的可逆容量。图7（e）展示了MoS2@C-3、MoS2@C-5和MoS2@C-8的交流阻抗图普测试结果，其中半圆直径表示高频下的电荷转移阻抗(Rct)，低频区域的线性部分代表电极的欧姆电阻(Rs)。可以看出MoS2@C-5的高频下Rct半圆最小，说明材料扩散动力学性能更优异，有利于电子的传递和离子的扩散，提高了材料储锂性能。

    3.   总结

    • 综上所述，作者通过调控葡萄糖含量，使得MoO3在碳纳米管内部经过水热硫化转化成MoS2，碳纳米管将包覆MoS2在其内部不仅提高了材料的导电性，而且还抑制了其在充放电过程中的比容量衰减，其提高其在充放电过程中的稳定性。MoS2@C-5电极在0.2 Ag−1的电流密度下循环100次后保持着680.7 mAhg−1的比容量。即使在1 Ag−1的电流密度下，循环1000圈后仍可保持580.9 mAhg−1的可逆比容量。与MoS2@C-3电极相比，MoS2@C-5电极具有更好的充放电循环稳定性。本研究可以为MoS2材料电极的发展提供一些有效的帮助。

    参考文献 (21)

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