高性能电池阳极材料的硅密封

相关申请的交叉引用

本申请要求2018年3月30日提交的美国临时专利申请62/650576的优先权，其通过引用并入本文。

政府资助支持的声明

本发明是在美国能源部授予的合同DE-AC02-76SF00515的政府支持下完成的。政府拥有本发明的某些权利。

技术领域

本发明总体上涉及电池电极。更具体地，本发明涉及石墨烯包封的硅壳保护的硅空心结构电池电极。

背景技术

纳米结构的硅在解决循环中硅阳极的体积膨胀方面显示出巨大潜力。但是，存在关于表面积过大和库仑效率差的新挑战。使用纳米单元构建微结构可以在一定程度上解决这些问题。不幸的是，库仑效率仍然不令人满意，并且所构造的微结构经常遭受差的机械稳定性并且在压延过程中容易塌陷，从而限制了其在高面积容量（areal capacity）阳极制造中的应用。

例如，在过去的十年中，通过纳米结构设计对高容量硅阳极的研究为高能电池创造了令人兴奋的希望。与硅阳极体积变化300％相关的许多具有挑战性的问题已通过结构解决，包括纳米线、核-壳、卵黄壳（yolk-shell）管、空心和多孔球体、石榴颗粒和新型粘合剂。这些最有前途的纳米结构硅阳极的基本概念是预先保留的中空空间，以适应大体积变化以减少对电极的损坏。然而，仍然存在挑战，即诸如碳壳和硅微粒之间的间隙之类的空隙和/或在电池电极制造的压延过程中整个纳米结构不能承受较大的机械压力。

压延过程是电池电极制造中极为重要的步骤，它密集地堆积电极材料，以增加单位体积的能量密度，改善颗粒之间的电接触，并增加颗粒与集流体之间的粘附力。压延过程中的机械压力可能高达80 MPa，在该压力下，大多数中空纳米结构都将破裂。迄今为止，许多纳米结构的电极加工只能不采用或只能采用柔和的压延工艺，从而导致较低的体积能量密度、较差的电接触和较低的面积容量负载。

在另外的示例中，由于大的体积膨胀，高容量的Si遭受快速的容量衰减，这引起机械破裂、电接触损耗和不稳定的固体电解质界面（SEI）。在过去的十年中，纳米结构已被证明可有效解决这些问题。但是，高处理成本和库仑效率差的新问题仍有待解决。

Si具有天然丰富的特性，其理论比容量（specific capacity）是市售石墨阳极的10倍，因此被广泛认为是具有高能量密度和循环寿命长的下一代锂离子电池（LIB）的最有希望的阳极材料之一。但是，Si会因电池运行期间的大体积膨胀（~300％）而导致容量快速衰减，从而导致机械断裂、不稳定的固体电解质界面（SEI）和颗粒间电接触的损失。

已经尝试使用Si材料的概念来解决这些问题。例如，考虑到当材料尺寸减小至纳米级时断裂韧性得到极大改善，因此已经开发了各种纳米结构，例如核-壳Si纳米线、多孔Si和Si/C复合材料。此外，在空心粒子和管中展示了适应体积膨胀的内部空隙空间的设计，并通过蛋黄壳Si@空隙@C和石榴结构得到了进一步证实。尽管这两个概念取得了令人印象深刻的改进，但仍引入了新的挑战：用于稳定循环的合成纳米结构Si的高成本，以及首次和/或后期循环的库仑效率低。最近关于非填充C-Si结构的工作显示出更高的后期循环库仑效率，但仍遭受初始库仑效率（ICE）较低的困扰。较低的ICE是由严重的电极/电解质界面副反应引起的，这是由于大的可用表面积和无定形碳涂层的悬空键对锂的不可逆俘获。

需要一种耐压的硅结构，其可以显著改善机械稳定性，同时提供空隙空间以容纳体积膨胀并大大提高库仑效率。

发明内容

为了满足本领域的需求，本发明提供了一种电池电极，该电池电极包括：多孔硅微结构前体、沉积在硅微结构前体上的硅壳涂层、以及沉积在硅壳涂层上的石墨烯涂层，其中石墨烯涂层包封硅壳涂层，形成石墨烯包封的硅壳保护的多孔硅微结构前体电池电极。

根据本发明的一个方面，多孔硅微结构前体包括Si介孔性（mesoporous）微粒或Si纳米颗粒团簇（cluster）。

在本发明的另一个方面，多孔硅微结构前体包括退火的多孔硅微结构前体。

在本发明的另一个方面，硅壳涂层的密度高于多孔硅微结构前体的密度。

在本发明的又一个方面，硅壳涂层具有密封结构，其中该密封结构被配置来防止电解质扩散到多孔硅微结构前体并限制在多孔硅微结构前体的表面上形成固体电解质界面。

根据本发明的一个方面，硅壳涂层包括被配置来承受压延过程压力的密封结构，其中硅壳涂层的机械强度大于多孔硅微结构前体的机械强度。

附图说明

图1A-1C示出了壳保护的二级硅纳米结构的制造和优点，其包括：（1A）制造过程的示意图；（1B-1C）未经涂覆的和经硅壳涂覆的Si NP团簇之间的SEI形成和压延测试的比较；（1B）未经涂覆的Si NP团簇：电解质可以扩散到内部孔中，导致过多的SEI形成；该结构在压延过程中很容易塌陷，导致电接触损耗；（1C）在Si壳涂覆之后：防止电解质泄漏到内部空间中，从而限制SEI形成至外表面；更令人印象深刻的是，根据本发明的实施方式，该结构变得高度耐压并在100 MPa以下保持完整。

图2A-2O显示了形态和结构特征，包括Si NP团簇（2A-2E）、Si NP团簇@Si微粒（2F-2J）、Si NP团簇@Si@G微粒的示意图（2A、2F、2K）、SEM（2B、2C、2G、2H、2L、2M）、FIB-SEM（2D、2I、2N）和TEM（2E、2J、2O））图像。图像（2B、2G和2L）的比例尺为2 μm。其他图像的比例尺为1μm。图像（2N）中的插图是一个单个Si NP团簇@Si@G微粒的SEM图像，显示了微粒的表面，比例尺为500 nm。图像（2O）中的插图是根据本发明的石墨烯笼的分层结构的高分辨率TEM图像，比例尺为20 nm。

图3A-3M显示了耐压性能测试，包括：（3A、3E、3I）未经涂覆的（3A）、经100 nm Si皮（3E）和200 nm Si皮（3I）涂覆的Si NP团簇压延后的示意图；（3B-3D） 在（3B）0 MPa、（3C）3MPa、（3D）15 MPa下压制后的未经涂覆的Si NP团簇的SEM图像。（3F-3H），在（3F）0 MPa、（3G）15 MPa、（3H）60 MPa下压制后，经100 nm硅皮涂覆的Si NP团簇的SEM图像。j-l，在（3J）0MPa、（3K）60 MPa、（3L）100 MPa下压制后，经200 nm Si皮涂覆的Si NP团簇的SEM图像。（3B-3D、3F-3H和3J-3L的比例尺为2 μm。（3M），根据本发明，施压后未破裂球体的分数与施加压力的关系图。

图4A-4I显示了电化学表征，其包括基于活性材料（Si NP团簇@G和Si NP团簇@Si@G微粒中的Si和C）的总质量报告的所有比容量。（4A）具有相应库仑效率的单个电池的首次循环电压曲线。（4B）首次循环的所得的Si微粒膜阳极的交流阻抗谱。为了更好地评估Si NP团簇@Si@G微粒的电化学性能，还测试了第100个循环的交流阻抗谱。（4C）不同产品的半电池脱锂化能力。对于Si NP团簇@G和Si NP团簇@Si@G样品，没有添加导电添加剂。对于裸SiNP团簇@Si样品，添加了超P作为导电添加剂。活性物质的质量负载为约0.6 mg cm

图5A-5B示出了在介孔Si微粒上的Si皮涂层的设计，（5A）在没有Si皮涂层的情况下，电解质扩散到内部孔中，导致内部和外部的SEI形成过多，并且初始库仑效率（ICE）低至37.6%，以及（5A）根据本发明，在涂覆Si皮之后，防止了电解质扩散到内部空间中，从而限制了SEI形成至外表面，并将ICE极大提高为87.5％。

图6A-6M显示了以下的制造过程和表征：（6A）Mp-Si@Si@G微粒的制造过程的示意图。退火处理的SiO微粒（6B、6F）、Mp-Si微粒（6C、6G）、Mp-Si@Si微粒（6D、6H）和Mp-Si@Si@G微粒（6E、6I）的SEM（6B-6E）和TEM（6F-6I）图像。插图是放大的SEM图像，显示了微粒的表面，比例尺为500 nm。（6J），在HF蚀刻处理之前和之后，退火处理的SiO微粒的XRD图。（6K，6J）没有（6K）和有（6I）硅密封的Mp-Si微粒的FIB-SEM表征。（6M）根据本发明，石墨烯笼的分层结构的高分辨率TEM图像。

图7A-7D显示了锂化过程中的原位TEM表征：（7A，7C），原位TEM装置的示意图，（7B，7D）致密Si微粒（参见补充影片1）和Mp-Si@Si@G微粒（参见补充影片2）的锂化的延时图像，（7B）对于致密的Si微粒，由于巨大的体积膨胀，Si结构剧烈断裂，并且断裂的碎片随机分散并彼此失去接触，（7D）对于Mp-Si@Si@G微粒，Si结构保持良好，因为内部孔可以提供足够的空间来容纳膨胀。根据本发明，在整个锂化过程中，Si微粒停留在机械强度高的石墨烯笼内，其在整个高度各向异性过程中保持完整。

图8A-8F显示了电化学特性，其中所有比容量都是根据活性物质（Mp-Si@G和Mp-Si@Si@G中的Si和C）的总质量报告的，（8A）具有相应库仑效率的单个电池的首次循环电压曲线，（8B）首次循环的所产生的Si微粒电极的交流阻抗谱。为了更好地评估Mp-Si@Si@G微粒的电化学性能，还测试了第100个循环的交流阻抗谱，（8C）经过不同表面工程处理的Mp-Si的半电池脱锂化能力。对于Mp-Si@G和Mp-Si@Si@G样品，没有添加导电添加剂。对于裸Mp-Si和Mp-Si @ Si样品，添加了超级P作为导电添加剂。活性物质的质量负载为约0.68 mgcm

详细描述

为了满足本领域的需求，本发明提供了一种电池电极材料，其包括多孔硅微结构前体、沉积在硅微结构前体上的硅壳涂层、以及沉积在所述硅壳涂层上的石墨烯涂层，其中石墨烯涂层包封硅壳涂层，形成石墨烯包封的硅壳保护的多孔硅微结构前体电池电极。根据一个实施例，通过将硅沉积到硅多孔结构（前体）上来提供耐压的硅空心结构。硅壳显著改善了机械稳定性，而多孔内部结构提供了空隙空间，以克服循环过程中的体积膨胀。这样的中空结构可以抵抗高压并且在压延过程之后保持良好。此外，硅壳还减小了表面积，因此大大提高了初始库仑效率。

根据本发明的高性能材料的一些优点降低了可及的表面积并最小化了副反应。本发明增加了初始库仑效率，并增加了机械稳定性，并进一步增加了振实密度（tap density）和体积容量密度，从而能可扩展和适应性地制造。本发明可以与标准设备和程序结合，并且可以用作扩散控制的表面涂层或压缩涂层。硅阳极的其他优点包括硅密封使得硅可以用作电池中的可再充电阳极材料，其具有以下特征：与锂金属相比，理论电容量比石墨（重力）低电势高10倍以上。

这项技术扩展到可以涂覆在其他阳极材料上，包括石墨、锡、锗和氧化物等。除了用硅密封之外，多孔/空心结构还可以用碳、锡、锗和氧化物等进行涂覆。

在本发明的一个方面，提供了一种表面工程化策略，其将致密的硅皮沉积至每个介孔性Si微粒前体结构上，并进一步用共形（conformal）的石墨烯笼包封。Si皮降低了可及的表面积并使副反应最小化，从而导致初始库仑效率超过了没有Si皮涂层时的两倍。石墨烯包封与用于Si膨胀的内部足够的空隙相结合，确保了结构完整性和稳定的SEI形成，因此具有较高的后期循环库伦效率（后期循环为99.8-100％）和出色的循环稳定性。

由本领域中当前已知的装置提供的库仑效率仍然不能令人满意，并且所构造的微结构经常遭受差的机械稳定性并且在压延过程中容易塌陷，从而限制了其在高面积容量的阳极制造中的应用。在本发明中，多孔硅纳米结构通过CVD工艺而被硅密封，从而在表面上形成浓缩的涂层。由于多孔的内部结构，该结构会克服循环过程中的体积膨胀。而且，浓缩的涂层减小了表面积并使副反应最小化，从而提高了初始库仑效率。涂层还提高了机械稳定性，并抵抗超过100 MPa的高压，并且在压延过程后保持良好的状态，这对阳极生产至关重要。

根据本发明，通过将致密的硅壳涂层设计至二级微米级颗粒上来提供耐压的硅结构，所述二级微米级颗粒每个都具有许多硅纳米颗粒。硅皮层用作坚固的外壳，可以显著提高机械稳定性，而内部多孔结构提供空隙空间以容纳体积膨胀。这种结构可以抵抗超过100MPa的高压，并且在压延过程之后保持良好，显示出2,041 mAh cm

现在转到壳保护的二级硅纳米结构的制造及其优点，图1A显示了我们如何合成这种结构的工艺流程。采用自底向上的微乳化方法，由硅纳米颗粒合成微米级的硅团簇。然后，通过化学气相沉积（CVD）方法，用致密的硅壳密封每个硅团簇的外表面，并通过化学沉积Ni模板并随后进行石墨烯的CVD生长，用高共形的石墨烯笼进一步封装。蚀刻掉Ni模板后，获得石墨烯包封的硅壳保护的硅空心结构。

这种新颖的设计具有多个优点：（1）硅壳显著提高了机械稳定性，使该结构能够抵抗100 MPa的高压并经受住压延过程（图1B-1C），在压延之后电接触和容量都得到改善；（2）硅壳还增加了振实密度。将纳米颗粒组装成团簇后，振实密度从0.14 g cm

关于形态和结构表征，在图2A-2O中示出了在合成过程中在不同步骤获得的产物的形态和结构。由硅纳米颗粒组成的硅团簇（Si NP团簇）是高度球形的，直径范围为1至5 µm（图2A-2E），并且如通过聚焦离子束（FIB）扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）图像清楚地表明的，其具有许多内部孔。通过CVD处理将致密的硅壳沉积至每个团簇上（SiNP团簇@Si）。轮廓分明的硅壳应能够充分地密封硅团簇，但仍保持内部空隙空间。在低压下短时间涂覆之后，团簇的内部和外部都被部分涂覆，从而使电解质从未密封的孔泄漏到团簇的内部，因此初始库仑效率（ICE）低。但是，在长时间低压涂覆后，团簇的内部和外部都被完全密封，没有空隙空间来缓冲体积膨胀，导致循环稳定性差。在较高压力下涂覆合适的时间后，团簇的表面被完全覆盖，而内部孔几乎没有被密封（图2I），从而防止了电解液的渗入，同时仍然允许内部孔在重复的充电/放电循环中缓冲结构的膨胀。外部硅壳的厚度为~200 nm，它仅覆盖颗粒的外层，而保留了内部的高度多孔性。为了更好地提高电化学性能，将Si NP团簇@Si微粒进一步用石墨烯笼包封。每个Si NP团簇@Si微粒均先覆盖一层Ni，这不仅可以在低温下催化石墨烯的生长，而且还可以作为牺牲层以提供空隙空间。在Ni被FeCl

对于耐压性能测试，如上所述，电池电极制造过程中的压延过程非常重要，它可以增加体积能量密度、改善电接触并增加颗粒与集流体之间的粘附力。不幸的是，大多数先前的中空纳米结构都具有差的机械稳定性并且在压延过程中容易塌陷，从而导致低的体积能量密度、电接触损耗、差的循环稳定性和有限的实际应用。根据本发明，通过在每个硅团簇上沉积致密的硅壳，极大地提高了颗粒的机械性能（图3J-3M）。未经涂覆的Si NP团簇在3MPa的相当低的压力下部分破裂（团簇的约20％破裂，图3C），而在15 MPa下完全塌陷（图3D）。相反，在涂覆100 nm的硅壳之后，颗粒在15 MPa下几乎不破裂（图3G），然而，在60 MPa下约45％塌陷（图3H）。令人印象深刻的是，在涂覆200 nm硅壳后，即使在100 MPa的更高压力下，颗粒的结构和形状仍然几乎保持不变（图3I）。另外，该结果对于在Si NP团簇@G微粒和Si NP团簇@Si@G微粒上的实际压延过程成立。压延过程后，Si NP团簇@Si@G微粒的结构保持完整，而Si NP团簇@G微球完全塌陷，这显然表明这些壳保护的二级硅纳米结构的耐压优越性及其在制造高容量电极中的适用性。

关于电化学特性，本发明的壳保护的耐压硅空心结构在半电池和全电池构造中均显示出显著的电化学性能。构建了2032型纽扣电池，用于0.01至1 V（半电池）和3.0至4.2 V（全电池）的循环测试。

在图4A中比较了Si NP团簇@Si@G、Si NP团簇@Si和Si NP团簇@G微粒电极的首次循环的电压曲线。它们都表现出硅的典型电化学特征。令人印象深刻的是，Si NP团簇@Si@G微粒电极的初始库仑效率为90.4％，优于其他两个电极。值得注意的是，库仑效率是评估电池性能的最重要参数之一，尤其是早期循环的电池，这是锂离子损耗和电解质消耗的大部分原因。令人惊讶地，与通常需要许多循环才能达到99％的其他高性能纳米Si阳极相比，SiNP团簇@Si@G微粒的库仑效率仅在8个循环后就超过了99％（图4C），并且此后保持在较高水平（99.5-100％）。

耐压Si中空结构的两个特征有助于提高早期和后期循环库仑效率：表面化学性质允许初始SEI形成而不会消耗过多的锂，并且机械稳定的电极/电解质界面可防止额外的SEI的形成。首先，硅壳极大地减小了电解质可及的表面积，从而使可能的副反应和不可逆的锂消耗最小化。Si NP团簇@Si的比表面积约比硅纳米粒子低五倍（5.6 vs 29.3 m

比容量和循环稳定性是评估实际电池的另外两个非常重要的参数。如图4C所示，通过Si NP团簇@Si@G微粒电极，在电流密度为C/20 (1C = 4.2 A g

优异的电化学稳定性可以归因于Si NP团簇@Si@G复合材料的两个优点：（1）多孔内部结构提供了空隙空间，以容纳循环过程中的体积膨胀；（2）石墨烯壳在深恒电流循环过程中充当机械强度和柔性缓冲层，限制了微粒主要向内部膨胀并保持电接触，从而提高了循环稳定性。

为了验证我们的Si NP团簇@Si@G结构与Si锂化的急剧体积膨胀的相容性，进行了原位TEM研究，比较了Si NP团簇@Si和Si NP团簇@Si@G微粒。Si NP团簇@Si微粒在锂化过程中明显向内和向外膨胀，无规而剧烈的膨胀最终导致结构断裂。对于Si NP团簇@Si@G微粒，机械强度高的石墨烯笼限制了内部硅颗粒主要向内部扩展，并在整个锂化过程中保证了结构的完整性，从而导致了良好的循环稳定性。

为了进一步研究如此好的循环稳定性的原因，进行了循环后横截面SEM分析，以检查充放电后硅电极的形态变化。如图4G及图4H中插入的图像所示，Si NP团簇@Si微粒的球形在循环后变得不规则，表明强烈的体积膨胀和结构破裂；相反，Si NP团簇@Si@G微粒在循环后仍保持球形和完整，表明具有良好的稳定性。而且，Si NP团簇@Si@G微粒电极的体积膨胀被计算仅为13.7％（对于Si NP团簇@Si微粒为~ 81.4%）。

除了半电池之外，还构建了具有高质量负载和面积容量的全电池，以更好地表征Si NP团簇@Si@G复合材料的耐压性能和良好的循环稳定性。硅阳极和传统的锂钴氧化物（LCO）阴极的面积容量最初是匹配的（Li匹配）。如图4I所示，Si NP团簇@Si@G微粒电极在1.4 mA cm

此处展示的是在二级硅纳米结构上的多功能硅壳涂层，它不仅显著提高了硅结构的机械稳定性以耐受100 MPa的高压，并实现了2,041 mAh cm

现在转向基于微乳化将Si纳米颗粒组装成团簇。在此，首先通过超声将10 g Si纳米颗粒（SiNP, ~80 nm, MTI, Inc.）分散在500 mL水中（水中Si的~2 wt%）。将获得的Si的水分散体（25 mL）与100 mL含有0.6 wt％乳化稳定剂（两亲性嵌段共聚物，Hypermer 2524，Croda USA）的1-十八烯（ODE，Aldrich）溶液混合，并在7000 rpm下均化1分钟。然后将混合物在95~98℃下加热4小时。水蒸发后，通过离心收集Si纳米颗粒团簇，并用环己烷洗涤一次。将最终粉末在氩气中于800℃煅烧2小时，以除去有机物并稳定团簇。

关于硅密封的Si NP团簇（Si NP团簇@Si）微粒的合成，通过化学气相沉积（CVD）法用硅密封Si纳米颗粒团簇（Si NP团簇）。在典型过程中，将Si NP团簇转移到管式炉（ThermoElectron Corporation）中，然后用高纯Ar气吹扫。然后将管以50℃/min的加热速率加热至550℃。之后，将纯Ar气和硅烷气体以40-100托的总压力引入管中，硅烷的分压为0.3托/跳跃。在550℃下反应15-60分钟后，将硅烷气体切断，并在Ar气氛下将管冷却。最后，在温度低于50℃之后收集Si密封的介孔性硅微粒。

为了合成石墨烯包封的Si NP团簇@Si（Si NP团簇@Si@G）微粒，要获得共形的Ni涂层，必须用成核晶种（在该例子中为Pd）密集地涂覆Si NP团簇@Si微粒的表面。作为表面粘附层，使用（3-氨基丙基）三乙氧基硅烷（APTES）来使Si表面敏化–NH

将1g所制备的Si NP团簇@Si微粒分散在100 ml异丙醇中并超声处理约15分钟。依次将1 ml APTES（99％纯度，Sigma-Aldrich）和100 ul蒸馏水添加到异丙醇溶液中，并在70℃下搅拌1 h。之后，在硅微粒的表面形成了非常薄的–NH

制备了两种化学镀镍溶液：一级溶液（20 g/L六水合硫酸镍；10 g/L柠檬酸二水合物；5 g/L乳酸）和成分浓度加倍的二级溶液（40 g/L六水合硫酸镍；20 g/L柠檬酸钠二水合物；10 g/L乳酸）。将活化的Si NP团簇@Si微粒依次浸入这些EN溶液中。

在第一次化学沉积之前，将2 g二甲胺硼烷（DMAB; Sigma-Aldrich）和2 ml氢氧化铵（NH3·H2O，Sigma-Aldrich，28％）添加到360 ml一级EN溶液中。pH敏感的DMAB在化学镀镍过程中用作还原剂。然后将1 g活化的Si NP团簇@Si微粒添加到一级EN溶液中，并轻轻搅拌约30分钟。随着反应的进行，气泡开始出现，绿色的EN溶液的颜色变浅。沉积完成后，SiNP团簇@Si@1xNi沉降到底部。在用磁铁将Si NP团簇Si@1xNi颗粒保持在容器底部的同时，小心地倒出耗尽的EN镀液。在另一个容器中，将4 g DMAB和4 ml氢氧化铵添加到360 ml二级EN溶液中。然后将其立即添加到潮湿的颗粒（Si NP团簇@Si@1xNi）中，并再搅拌30分钟。用乙醇将所得的Si NP团簇@Si@2xNi颗粒洗涤两次。

对于石墨烯封装，将Si NP团簇@Si@2xNi颗粒分散在150 ml三甘醇（Santa CruzBiotechnology）和500 ml NaOH水溶液（50％，w/w）中。在185℃下搅拌8小时后，通过离心收集渗碳的Si NP团簇@Si@2xNi颗粒，并用乙醇洗涤3次。当有机溶剂分解时，会发生渗碳过程，从而使碳原子扩散到Ni层中并粘附在表面上。这会引发Si NP团簇@Si@2xNi颗粒进行低温石墨烯生长。然后将样品在50℃的真空烘箱中干燥1小时。将干燥的颗粒置于具有以下温度曲线的管式炉中：以15℃/min的速度加热至450℃；将温度在450℃下保持1小时。在整个退火过程中，Ar流量保持在80 sccm。通过将退火后的颗粒浸入1 M FeCl

关于材料表征，由以5℃/min的加热速率在TG/DTA仪器（Netzsch STA 449）上在模拟空气气氛（20% O2 + 80% Ar）下测得的失重曲线，确定Si NP团簇@Si@G和Si NP团簇@G中Si和C的重量百分比。在这些条件下，由于轻微的Si氧化，质量增加，而碳氧化成气态物质则导致质量损失。为了分离这两个过程，在相同的加热条件下测量了裸露的Si对照样品，并从Si NP团簇@Si@G和Si NP团簇@G曲线中减去质量增益。使用扫描电子显微镜（FEI Sirion，Nova NanoSEM）、透射电子显微镜（FEI Tecnai，Titan）、X射线光电子能谱（SSI S-ProbeMonochromatized，1486 eV的Al Kα辐射）、电化学阻抗谱（BioLogic VMP3）和拉曼光谱（Horiba JY）进行其他表征。

对于原位TEM表征，使用压电控制的电偏压TEM-AFM支架（NanofactoryInstruments）观察Si NP团簇@Si@G和Si NP团簇@Si微粒的锂化过程。将锂金属和硅微粒分别分散在0.25 mm W和Cu线上。然后它们被压电控制器接触。通过施加-3 V的偏压，Li离子流过Li金属的天然氧化物/氮化物，在工作电极上与Si形成合金。石墨烯笼在整个锂化过程中保持完整。

在电化学表征中，所有工作电极均使用常规淤浆法制备。将质量比为9:1的Si N团簇@Si@G粉末和聚偏二氟乙烯（PVDF，Kynar HSV 900）粘合剂分散在N-甲基-2-吡咯烷酮（NMP）中并搅拌12小时。使用相同的淤浆法制备具有裸露的Si NP团簇@G或Si NP团簇@Si的对照电极，不同的是活性物质（Si NP团簇@G或Si NP团簇@Si）、炭黑导电添加剂（Super P，TIMCAL，瑞士）和PVDF粘合剂的质量比为8:1:1。在将其浇铸到厚度为15 μm的铜箔上并在真空烘箱中于60℃干燥12小时后，将样品压延并切成质量负载为0.6-2.0 mg cm

现在转向本发明的另一个实施方案，其包括表面工程化的Si介孔性微粒以极大地提高库仑效率。通过SiO微粒的热歧化然后除去SiO

表1. 不同产品的比表面积、总孔体积和锂离子电池性能的总结。根据Brunauer–Emmett–Teller (BET)数据从0.05 – 0.20计算出比表面积

使用Quantum软件分析系统。

关于当前实施方案的材料制造和表征，图6A显示了我们的表面工程化介孔性Si微粒的合成过程。首先将市售的SiO颗粒（~325目）进行球磨，以将尺寸减小至1-6 um。然后将这些SiO颗粒在Ar气氛下于950℃退火10小时。在退火过程中，SiO发生热歧化并随后发生相分离，从而形成嵌入SiO

在图6B-6M中显示了在合成过程中的不同步骤获得的产物的代表性的透射电子显微镜（TEM）和扫描电子显微镜（SEM）图像。如插入的放大SEM图像所示（图6B），经过热处理的SiO微粒的尺寸为1-6 um，表面光滑。从TEM（图6I）和高分辨率TEM（HRTEM）图像中可以清楚地观察到嵌入SiO

在通过HF蚀刻去除SiO

为了更好地改善电化学性能，将Mp-Si@Si微粒进一步用石墨烯笼包封（图6E、6I、6M）。除此之外，还制备了无Si皮但包封有石墨烯笼的Mp-Si微粒（Mp-Si@G）。显然，石墨烯笼呈现出波浪状结构，这是由于沿着沉积在Si微粒上的Ni的大晶粒上的共形石墨烯生长所致。石墨烯笼的高度石墨化性质通过清晰观察到的多层结构得到证明（图6M），并通过拉曼光谱进一步证实，其中明显的D谱带具有窄带宽，表明存在足够的缺陷以促进锂离子运输至Si。热重分析（TGA）表明，石墨烯笼仅占Mp-Si@Si@G复合材料总质量的8％左右（对于Mp-Si@G复合材料约为10％）。假定与以前的工作相比，较低的碳含量可最大程度地减少石墨烯结构对锂离子的不可逆捕获，并在不牺牲比容量的情况下提高库仑效率。

对于Mp-Si@Si@G微粒的原位锂化，必须有足够的内部空隙空间以保持Si阳极的结构完整性。为了验证我们的Mp-Si@Si@G结构与Si阳极的急剧体积膨胀的相容性，对Mp-Si@Si@G微粒的锂化进行了原位TEM研究，并将其与致密Si微粒的锂化进行了比较（图7A-7D）。在图7A和图7C中示意性地示出了用于原位TEM研究的电化学电池。以一定间隔从记录Si阳极的原位锂化过程的影片中拍摄了一系列图像，以监测其结构变化。观察到致密的Si微粒的明显的体积膨胀（图7B），仅32秒后出现裂纹并且随时间延长而扩大。在160s，致密的Si微粒剧烈破裂成较小的颗粒。相反，在整个锂化过程很好地保持了Mp-Si@Si@G微粒的结构完整性（图7D）。在0s（锂化之前），在内部Si微粒外面清晰地观察到周围的石墨烯壳。当锂离子扩散穿过石墨烯外壳并与硅形成合金时，硅微粒的体积膨胀。如该点之后石墨烯壳的微小TEM对比度变化所示，Si微粒的完全锂化在168s左右完成。甚至在完全锂化后，整个结构仍保持完好无损，这得益于Mp-Si@Si@G微粒的内部足够的孔隙空间可以容纳大体积膨胀，并且机械强度高的石墨烯笼限制了Si核主要在内部扩展。这些结果表明，这种设计良好的介孔性核芯@Si皮@石墨笼结构可以有效防止Si阳极在锂化时结构破裂，从而改善电池的循环寿命。

关于电化学性能，已通过半电池和全电池构造的电化学测试进一步证实了我们的Mp-Si@Si@G微粒的优势。构建了2032型纽扣电池，用于0.01至1 V（半电池，前三个激活循环为0.01至2.0 V）和3.0至4.2 V（全电池）的深恒电流循环测试。所有报告的容量均基于复合材料中Si和C的总质量。

库仑效率是评估电池性能的最重要参数之一，尤其是在早期循环中，这是SEI形成过程中大部分锂离子损失和电解质消耗的原因。如图8A和表1所示，Mp-Si@Si@G微粒的初始库仑效率优于任何其他中间产物，达到88.7％。介孔硅微粒的ICE较差（37.6％）是因为它们的比表面积大（229 m

早期和后期循环库仑效率的提高可以分为两部分来解释：表面化学性质允许初始SEI形成而无需消耗过多的Li，并且机械稳定的电极/电解质界面可以防止额外的SEI形成。首先，硅皮大大降低了电解液可及的表面积，从而将可能的副反应和不可逆的锂消耗降至最低。这可以通过循环伏安法结果验证：对于Mp-Si样品，在约1.15 V处观察到明显的还原峰，这对应于浆液制备过程中形成的Li和表面SiO

其次，用弹性石墨烯笼包封Mp-Si@Si可确保形成稳定的电极/电解质界面，并防止不受控制的SEI形成。从电化学阻抗谱（EIS）测试获得的奈奎斯特图（图8B）表明，Mp-Si@Si@G微粒的动力学快得多，并且即使在100次循环后仍具有优异的稳定性。连同较高的后期循环库仑效率（图8C，99.8-100.0％），EIS数据为Mp-Si@Si@G微粒循环期间的稳定SEI层提供了有力证据。

除了库仑效率，比容量和循环稳定性是实用电池的另外两个最重要的参数。图8C中的半电池数据显示，Mp-Si@Si@G微粒在C/20 (1C = 4.2 A g

出色的电化学稳定性可以归因于设计良好的Si-C复合电极的微米/纳米级结构。在热歧化和蚀刻过程中自动生成的空隙空间会保留二级颗粒并缓冲体积膨胀。根据化学方程式（1）

2SiO → Si + SiO

根据其密度（SiO、Si和SiO

为了更好地理解如此好的循环稳定性的原因，进行了循环后横截面SEM分析，以显示充电/放电后Si-C复合电极的形态变化。根据锂化前后的电极厚度（图8D、8E），Mp-Si@Si@G微粒电极的体积膨胀仅为13％，远小于Mp-Si@Si微粒（约86％）和致密的Si微粒（超过150％）的体积膨胀，表明循环稳定性得到改善。

Mp-Si@Si@G微粒同时显示出高库仑效率和良好的循环稳定性。因此，可以构建具有高质量负载和改善的循环性能的实用的全电池。与半电池中几乎无限的锂供应相反，全电池具有有限的锂供应，因此早期循环的库仑效率较低，这意味着较大的不可逆的锂消耗量肯定会导致严重的电池衰减。结果，达到较高的早期循环库仑效率对全电池的循环稳定性至关重要。此外，由于更困难的电荷转移和较大的体积变化，在高质量负载下实现良好的循环稳定性是相当具有挑战性的。在当前实施方案的情况下，当质量负载高达~ 2.0 mgcm

如图8F所示，当与传统的钴酸锂（LCO）阴极配对时，Mp-Si@Si@G微粒在0.8 mA cm

现在转向介孔Si（Mp-Si）微粒的合成。在典型的热歧化过程中，将商购的SiO颗粒（325目，Sigma-Aldrich）以5℃/min的加热速率加热到950℃，并在Ar气氛下保持10 h。为了除去SiO

为了合成硅密封的Mp-Si（Mp-Si@Si）微粒，通过化学气相沉积（CVD）方法用Si密封介孔Si微粒。在典型的方法中，将介孔硅微粒转移到管式炉（Thermo ElectronCorporation）中，然后用高纯Ar气吹扫。然后将管以50℃/ min的加热速率加热至550℃。此后，将纯Ar气和硅烷气体以200托的总压力引入管中，硅烷的分压为100托。在550℃下反应30分钟后，将硅烷气体切断，并在Ar气氛下将管冷却。最后，在温度低于50℃后收集硅密封的介孔硅微粒。

在合成石墨烯包封的Mp-Si@Si微粒时，为了获得共形的Ni涂层，必须在Mp-Si@Si微粒的表面上密集地覆盖成核晶种（在该例子中为Pd）。使用（3-氨基丙基）三乙氧基硅烷（APTES）作为表面粘附层，以用–NH

将1 g所制备的Mp-Si@Si微粒分散在100 ml异丙醇中并超声处理约15分钟。依次向异丙醇溶液中加入1 ml APTES（99％纯度，Sigma-Aldrich）和100 ul蒸馏水，并在70℃下搅拌1小时。这在硅微粒的表面形成了非常薄的–NH

可以通过改变化学镀镍（EN）溶液的浓度或控制沉积反应的数量来调整镍涂层的厚度。在一个示例中，使用了两种方法的组合。

制备了两种化学镀镍溶液：一级溶液（20 g/L六水合硫酸镍；10 g/L柠檬酸二水合物；5 g/L乳酸）和成分浓度加倍的二级溶液（40 g/L六水合硫酸镍；20 g/L柠檬酸钠二水合物；10 g/L乳酸）。将活化的Mp-Si@Si微粒依次浸入这些EN溶液中。

在第一次化学沉积之前，将2 g二甲胺硼烷（DMAB; Sigma-Aldrich）和2 ml氢氧化铵（NH

对于石墨烯封装，将Mp-Si@Si@2xNi颗粒分散在150 ml三甘醇（Santa CruzBiotechnology）和500 ml NaOH水溶液（50％，w/w）中。在185℃下搅拌8小时后，通过离心收集渗碳的Mp-Si@Si@2xNi颗粒，并用乙醇洗涤3次。当有机溶剂分解时，会发生渗碳过程，从而使碳原子扩散到Ni层中并粘附在表面上。这会引发Mp-Si@Si@2xNi颗粒进行低温石墨烯生长。然后将样品在50℃的真空烘箱中干燥1小时。将干燥的颗粒置于具有以下温度曲线的管式炉中：以15℃/min的速度加热至450℃；将温度在450℃下保持1小时。在整个退火过程中，Ar流量保持在80 sccm。在退火过程中，Brij®58分解，使碳原子扩散到Ni层中并粘附在表面上。这会引发Mp-Si@Si@2xNi进行低温石墨烯生长。通过将退火后的颗粒浸入1 MFeCl

用1M HCl水溶液和去离子水洗涤3次并在60℃的真空烘箱中干燥1小时后，获得石墨烯包封的Mp-Si@Si微粒。

现在转到材料表征，由以5℃/min的加热速率在TG/DTA仪器（Netzsch STA 449）上在模拟空气气氛（20% O

对于原位TEM表征，使用压电控制的电偏压TEM-AFM支架（NanofactoryInstruments）观察石墨烯封装的Mp-Si@Si微粒的锂化（脱锂化）过程，并测量石墨烯笼的电气和机械性能。将锂金属和Mp-Si@Si@G微粒分别分散在0.25 mm W和Cu线上。然后它们被压电控制器接触。通过施加-3 V的偏压，Li离子流过Li金属的天然氧化物/氮化物，在工作电极上与Si形成合金。石墨烯笼在整个锂化过程中保持完整。

关于电化学表征，所有工作电极均使用常规淤浆法制备。将质量比为9:1的Mp-Si@Si@G粉末和聚偏二氟乙烯（PVDF，Kynar HSV 900）粘合剂在不存在任何导电添加剂的情况下分散在N-甲基-2-吡咯烷酮（NMP）中并搅拌12小时。使用相同的淤浆法制备具有裸露的Mp-Si、Mp-Si@G或Mp-Si@Si的对照电极，不同的是活性物质（Mp-Si或Mp-Si@Si）、炭黑导电添加剂（Super P，TIMCAL，瑞士）和PVDF粘合剂的质量比为8:1:1。在将其浇铸到厚度为15 μm的铜箔上并在真空烘箱中于60℃干燥12小时后，将样品压延并切成质量负载为0.6 – 2.0mg cm

现在已经根据几个示例性实施例描述了本发明，其旨在在所有方面进行说明而不是进行限制。因此，本发明能够在详细的实现方式上有许多变化，这可以从本领域的普通技术人员从这里包含的描述中得出。例如，多孔硅微结构可以由硅纳米颗粒、纳米薄片、纳米片或纳米棒等组成。

所有这些变型都被认为在由所附权利要求及其合法等效物所限定的本发明的范围和精神内。