Research progress of MXene as anodes for sodium-ion batteries
-
摘要:
钠离子电池是近年来热门研究的二次离子电池之一，具有成本低、资源丰富的优点。但钠的原子质量和离子半径较大，导致钠离子电池结构形变，影响其电化学性能。MXene是一种新型的二维层状结构材料，具有高导电性、高可塑性、高耐腐蚀性和大比表面积的特性，在钠离子电池中具有广泛的应用。但MXene作为电极材料时，由于层间的范德华力使得片层易再次堆叠，从而减少了表面活性位点，加长了离子扩散路径，进而影响了钠离子电池的比容量和倍率性能。本文综述了MXene材料在钠离子电池负极中的研究进展，介绍了MXene材料的基本性质和制备方法，详细论述了MXene材料优化改性的方法和储钠机制，总结了MXene在钠离子电池负极实际应用中面临的困难和挑战，并展望了MXene材料进一步发展的方向，希望对MXene材料的实际应用有所启发。
Abstract:Sodium-ion battery is one of the most popular secondary ion batteries studied in recent years, which has the advantages of low cost and abundant resources. However, the large atomic mass and ionic radius of sodium lead to structural deformation of sodium-ion batteries, which affects their electrochemical performance. MXene is a novel two-dimensional layered structural material with high conductivity, high plasticity, high corrosion resistance, and large specific surface area, which has been widely used in sodium-ion batteries. However, when MXene is used as an electrode material, their layers are easy to re-stacked due to the van der Waals force between the layers, which reduces the surface-active sites and lengthens the ion diffusion paths, thus affecting the specific capacity and rate performance of sodium-ion batteries. This paper reviews the research progress of MXene as anodes of sodium-ion batteries. It introduces the basic properties and preparation methods of MXene, discusses the modification and optimization methods and the sodium storage mechanism of MXene in detail. It also summarizes the difficulties and challenges faced by MXene in the practical application as anodes of sodium-ion batteries and looks forward to the direction of further development of MXene. It is hoped that this will strengthen the practical application of MXene.
-
混凝土作为一种非均质、多相、多层次复合体系，具有极其复杂的微观孔隙结构[1]，其孔形各异、孔径分布范围显著广于其他多孔材料。目前，纤维增强作为混凝土改性研究的一个重要手段，取得了良好的实质性效果，因此，纤维增强混凝土成为了一种新型的复合材料[2-3]。纤维增强混凝土一方面可以凭借纤维的性质，在混凝土中发挥纤维的性能优势，有利于减少混凝土的固有缺陷，优化孔隙结构，提高相应的力学强度[4]，另一方面，也会增加混凝土的内部界面，而且混凝土需要更多时间进行搅拌，可能会引入更多的气泡并对孔隙结构产生不利影响[5-6]。
随着纤维增强混凝土的发展，人们发现采用单一纤维对混凝土的提升效果非常有限，而通过向混凝土中掺入混杂纤维发现混杂纤维可以在混凝土中发挥各自纤维的优势，使其在混凝土的不同结构和不同性能层次上逐级阻裂和强化，并且相互激发、相互补充，达到取长补短的效果[7]。但是也可能带来不利影响，如纤维结团、分布不均和引气等问题，过量的纤维还可使混凝土的内部结构发生改变，增大孔隙的出现机率[8]。因此混杂纤维混凝土的性能成为当前的研究热点。玄武岩纤维(BF)是一种高弹性模量的绿色环保纤维，可以提升混凝土的力学性能，降低混凝土的脆性[9]；聚丙烯纤维(PF)弹性模量低，可以抑制混凝土早期塑性收缩微裂缝的形成和发展[10]。两种纤维混杂掺入混凝土中可以形成优势互补，提升混凝土的性能。但玄武岩-聚丙烯混杂纤维混凝土(HBPRC)作为一种新型的建筑材料尚处于一个初期的探索阶段，目前主要研究其力学性能和耐久性能[11-12]，对其微观孔隙特征的报道较少，得到的结论也不一致。刘大昌[13]研究表明0.2%BF-PF混杂掺入混凝土时，HBPRC中的有害孔(100~200 nm)和多害孔(>200 nm)的数量增多，对HBPRC的孔隙结构产生不利影响，而骆冰冰等[14]研究了不同纤维体积掺量对混凝土的微观孔隙的影响，发现0.2%BF-PF混杂不仅可以降低混凝土的孔隙率，而且混凝土中的有害孔和多害孔数量明显降低，孔径分布得到改善，因此有必要对HBPRC的孔隙特征进行深入分析研究，并探讨其孔隙特征与力学性能的关系。
水泥基材料已经使用各种技术来研究其孔隙特征，例如压汞法[15]、扫描电子显微镜(SEM)[16]、气体吸附法[17]、核磁共振技术(NMR)和小角度X射线散射法[18]等，不同测试方法对应的孔径测试范围不同，准确性也有区别。核磁共振技术可以通过测量多孔材料内部氢原子的横向弛豫时间来准确获得孔隙特征，从而对多孔材料内部的微观结构进行直观的定量和定性分析[19]，而且具有无损检测、连续监测等优点。相比于核磁共振技术，其他测试方法存在只能定性的分析孔隙的几何形状和分布[20]、孔径测试范围有限和破坏原有孔隙结构等局限[21]，影响对多孔材料孔隙结构特征的表征。核磁共振技术作为一种对孔隙结构无损定量分析的有效方法，已经广泛应用于岩石和混凝土微观孔隙结构的表征[22-24]。
混凝土作为一种典型的分形介质，其内部孔隙极不规则，是一个高度混沌的系统，孔隙率、孔体积和孔径分布等传统参数难以充分表征其孔隙结构特征[25]，且内部孔隙的曲折度和连通性非常复杂[26]，测定难度较高。因此目前很多学者采用Mandelbrot提出的分形理论来表征混凝土的孔隙结构特征[27-28]。通过分形分析，可以有效地量化和比较混凝土孔隙结构的复杂性[29-30]。因此，可以利用核磁共振技术无损地获得HBPRC的孔隙参数信息，同时借助核磁共振参数和分形理论可以建立孔隙分形特征与物理参数之间的关系。
本文利用核磁共振技术得到了HBPRC的孔隙率和孔径分布，基于核磁共振T2谱和孔隙结构分形理论计算了不同孔隙范围的分形维数，对比分析了BF和PF及二者混杂对HBPRC的抗压强度、孔隙率、孔径分布、曲折度和孔隙结构分形维数的影响，并且进一步探讨了HBPRC孔隙结构分形特征的微观机制。
1. 实验材料及方法
1.1 原材料
水泥选用祁连山牌P·O 42.5普通硅酸盐水泥(C)，粉煤灰为甘肃靖远产的II级粉煤灰(FA)。粗骨料(CA)为花岗岩砾石，粒径为5~20 mm，表观密度为2.66 g/cm3；细骨料(S)为细度模数2.68、表观密度2.65 g/cm3的河砂。BF和PF分别产自中国四川航天拓鑫玄武岩工业有限公司和江苏苏博特新材料有限公司。胶凝材料和BF的化学组分如表1所示。BF和PF的物理性能指标和外观形貌分别见表2和图1，减水剂采用的是江苏苏博特新材料有限公司生产的聚羧酸高性能减水剂(PBS)，减水率为30%。拌合水(W)采用的是兰州本地自来水。
表 1 胶凝材料和玄武岩纤维(BF)的化学组成(wt%)Table 1. Chemical composition of cementitious materials and basalt fiber (BF) (wt%)Composition SiO2 Al2O3 Fe2O3 CaO MgO Cement 34.67 7.90 2.93 35.50 1.77 Fly ash 50.77 22.68 5.64 5.98 1.74 BF 51.40 15.40 9.80 9.00 5.70 表 2 BF和聚丙烯纤维(PF)的物理力学性能Table 2. Physical and mechanical of BF and polypropylene fiber (PF)Type Density/(kg·m−3) Tensile strength/MPa Elastic modulus/GPa Diameter/μm Length/mm BF 2.65 ≥ 2400 ≥40 15 18 PF 0.91 270 0.3 30 19 1.2 配合比及试件制备
为了研究BF、PF及二者混杂对混凝土抗压强度和孔隙特征的影响，在保持混凝土配合比不变的情况下，通过变换BF和PF体积掺量(0vol%、0.05vol%、0.1vol%)和掺入形式(单掺、混杂)设计了9组配合比，HBPRC的配合比如表3所示。各组配合比的水灰比均为0.38，强度等级为C40。通常，添加纤维需要更多的减水剂来保持混凝土的和易性，但为了避免对其孔结构造成影响，将减水剂保持为恒定量。
表 3 玄武岩-聚丙烯混杂纤维混凝土(HBPRC)配合比Table 3. Mix proportions of hybrid basalt-polypropylene fiber-reinforced concrete (HBPRC)Mixture Mixture composition/(kg·m−3) C W CA S FA PBS BF PF BF0PF0 320 160 1068 712 100 6.3 0 0 BF0.05PF0 320 160 1068 712 100 6.3 1.3 0 BF0.1PF0 320 160 1068 712 100 6.3 2.6 0 BF0PF0.05 320 160 1068 712 100 6.3 0 0.5 BF0PF0.1 320 160 1068 712 100 6.3 0 0.9 BF0.05PF0.05 320 160 1068 712 100 6.3 1.3 0.5 BF0.1PF0.05 320 160 1068 712 100 6.3 2.6 0.5 BF0.05PF0.1 320 160 1068 712 100 6.3 1.3 0.9 BF0.1PF0.1 320 160 1068 712 100 6.3 2.6 0.9 Notes: "C" refers to cement; "W" refers to water; "CA" refers to coarse aggregate; "S" refers to river sand; "FA" refers to fly ash; "PBS" refers to performance water reducer; "0", "0.05", "0.1" represent the fiber volume content of 0vol%, 0.05vol%, 0.1vol%, respectively. 在制备混凝土试件时，首先将花岗岩砾石和河砂混合在一起搅拌30 s，然后加入水泥、粉煤灰混合在一起搅拌90 s，再加入BF和PF分别搅拌180 s和120 s，接着加入水和减水剂搅拌90 s，最后用100 mm×100 mm×100 mm的模具成型。值得注意的是，BF和PF是手工分散在拌合物中，尽可能实现纤维在拌合物中的均匀分布。浇筑完成后所有试件均在室内保温24 h后脱模，然后在温度为(20±2)℃，相对湿度为90%标准条件下养护28 d。
1.3 测试方法
1.3.1 抗压强度测试
依据GB/T 50081—2019《普通混凝土力学性能试验方法标准》[31]，采用武汉格莱莫公司生产的WDW-100C型微机液压万能试验机对养护28 d的HBPRC试件进行抗压强度试验，加载速度为0.8 MPa/s。进行每组混凝土抗压强度测试时均有3个平行试样，并将它们的平均值作为抗压强度的最终值。
1.3.2 孔结构测试
核磁共振(NMR)用于测量样品中氢质子的信号，未受到干扰的氢质子长期处于自旋状态，在核磁共振实验中需使用射频脉冲，使自旋体系偏离稳态，当外部射频脉冲取消后，氢质子将回到原始状态，这个过程称为弛豫，完成横向弛豫过程所需要的时间称为横向弛豫时间(T2)。通过测量样品中孔隙水的氢质子信号的强弱，并利用数学反演可以获得T2谱，T2谱反映了孔径大小和孔隙体积等信息。横向弛豫时间T2如下式所示[32]：
1T2=1T2B+1T2D+1T2S (1) 式中：T2B为自由弛豫时间；T2D为扩散弛豫时间；T2S为表面弛豫时间。
由于本实验采用的是均匀磁场和短回调间隔，则T2B与T2D不予考虑，因此表面弛豫时间是影响T2的主要因素，则可以将式(1)简化为
1T2≈1T2S=ρ2SV (2) 式中：ρ2为弛豫速率(μm/s)，根据经验取值为5 μm/s[33]；S和V分别是孔的比表面积和体积。
为了将核磁共振横向弛豫T2谱转换为孔径分布，需要对孔隙形状进行假设。假设孔隙为理想球体，则可以得到S和V与孔隙半径r的关系如下式所示：
SV=3r (3) 将式(3)代入式(2)，可以得到T2 与孔隙半径r的关系[34]如下式所示：
1T2≈1T2S=ρ2SV = ρ23r (4) 采用由苏州市纽迈分析仪器股份有限公司研发的MesoMR12-060H-I岩石微观孔隙结构分析与成像系统测试HBPRC的孔结构参数，设备如图2所示。磁体单元的温度设置为(32±0.05)℃，磁场设置为0.3 T，射频线圈直径为60 mm，采用CPMG序列。试件养护28 d后从养护室取出，接着通过钻心取样得到直径为50 mm、高度为50 mm的圆柱体样品，NMR测试取样流程如图3所示。为提高试验精度，将样品真空饱水24 h后进行NMR测试。
![]()
图 2 MesoMR12-060H-I 岩石微观孔隙结构分析与成像系统Figure 2. MesoMR12-060H-I rock microscopic pore structure analysis and imaging system1.3.3 微观形貌测试
对养护28 d的HBPRC试件进行破碎，从混凝土试件断面的核心位置选取尺寸为3~5 mm的砂浆薄片用无水乙醇浸泡48 h，终止其水化反应后放入上海仪昕科学仪器产生产的DZF-6050Z型真空干燥箱烘至恒重，温度设置为50℃。烘干后使用胶带将样品固定于样品盘上，保持样品平整自然面朝上，测试时为了增加样品导电性在样品表面进行喷金处理，然后采用国仪量子技术股份有限公司生产的JSM-5600LV型低真空扫描电子显微镜对样品进行扫描，观察纤维与混凝土基体的粘结状态及纤维与水化产物的空间分布关系。
2. 结果与讨论
2.1 HBPRC的抗压强度
图4为普通混凝土和HBPRC抗压试件破坏形态，从试验现象可以看出，普通混凝土和HBPRC试件在加载过程中出现的破坏现象明显不同，普通混凝土在加荷过程中先出现小的剥落碎块，达到混凝土承受极限时，普通混凝土突然向四周崩裂，剥落现象严重。而HBPRC达到抗压极限时形态依然完好，很少出现大块的碎片剥落。
HBPRC的28 d抗压强度结果如图5所示。可知，不同的纤维掺量和掺入方式对混凝土抗压强度有不同程度的影响。BF和PF单掺时，与BF0PF0相比，BF0.05PF0和BF0PF0.05的抗压强度分别提高了4.42%和降低了4.59%，这主要是由于BF属于高弹性模量纤维，添加适量的BF可以提高混凝土的强度和韧性[35]。而PF是低弹性模量纤维，对混凝土的抗压强度提高不大，并且PF的直径比较大，且为柱状空心薄壁结构，PF断裂微观形貌如图6(a)所示，在混凝土中会产生引气作用[36]，因此混凝土搅拌时会产生更多的气泡，混凝土内部孔隙增多，造成抗压强度下降。当BF和PF掺量为0.1vol%时，BF0.1PF0和BF0PF0.1的抗压强度均有所下降，分别降低了2.61%和5.11%。这是由于纤维掺量超过一定范围时，纤维会在混凝土基体中出现重叠、搭接现象，BF和PF搭接现象如图6(b)所示，此时纤维引起的负面影响大于纤维对混凝土的增强作用。
![]()
图 6 (a) PF断裂形貌；(b) 纤维搭接；(c) BF-PF三维纤维网Figure 6. (a) PF fracture morphology; (b) Fibers overlap; (c) Three-dimensional bearing fiber mesh of BF-PFBF-PF混杂纤维掺入混凝土时，BF0.05PF0.05和BF0.1PF0.1的抗压强度分别达到41.71 MPa和41.14 MPa，与BF0.05PF0抗压强度接近，相比普通混凝土分别提高了3.52%和2.11%，较其他单掺纤维试件均有所提升，说明BF-PF混杂纤维在混凝土中起到了正协同作用。这是由于均匀分布在混凝土内部的BF和PF形成了稳定的三维空间承力结构，纤维间距理论认为纤维的间距会影响混凝土的增强效果[37]。BF密度大于PF，当BF含量较大时，BF在自重作用下发生沉降，导致纤维分布不均，造成在受力传递时发生局部应力集中现象，影响混凝土强度。当加入PF后，纤维与基体间的有效粘结面积增大，同时PF的存在抑制了BF的沉降，纤维分布较均匀，形成了三维纤维网。在BF0.05PF0.05观察到均匀分布的纤维网络结构如图6(c)所示，这种良好的网络结构使混凝土具有更好的抗压能力。当混凝土受压时，一旦裂缝延伸时，横跨裂缝的纤维马上通过纤维的脱粘滑移做功消耗能量抑制裂缝发展[38]，降低了裂缝扩展的驱动力，从而提高了混凝土的抗压强度。当BF-PF混杂纤维掺量为0.15vol%时，在BF0.1PF0.5和BF0.05PF0.1未能形成均匀的纤维网络结构，与BF0PF0相比，BF0.1PF0.05和BF0.05PF0.1的抗压强度均有不同程度损失，分别降低了1.39%和4.86%，BF-PF混杂表现出负协同作用。
以上分析说明BF-PF混杂掺入混凝土中对抗压强度的影响既存在正协同作用，也存在负协同作用，与Wang等[39]研究结论一致，但由于纤维长度和直径的区别，得到的最佳混杂比例也存在区别。本试验结果得出当BF和PF体积掺量均为0.05vol%和0.1vol%混杂时，均对抗压强度产生正协同作用，其中BF和PF体积掺量均为0.05vol%混杂时，正协同作用最佳。其余混杂纤维体积掺量出现一定程度的负协同效应。
2.2 HBPRC的孔结构测试结果
2.2.1 BF对T2谱的影响
采用NMR对HBPRC的孔结构测试得到的T2谱主要存在4个信号峰，分别代表了HBPRC不同孔隙中孔隙水的弛豫情况。孔隙水的弛豫时间可以反映混凝土内部孔隙尺寸的分布情况，其中孔隙尺寸越小，孔隙水的弛豫时间越短，即T2谱峰越靠近左侧。T2谱曲线的面积则可以反映出HBPRC的孔隙率的大小，面积越大，说明含有的孔隙数量越多，孔隙率越大。
单掺BF试件的T2谱如图7所示。可以看出，随着BF掺量的增加，混凝土的T2谱面积先减少后增加，表明BF会对混凝土的孔隙特征造成影响。BF对T2谱的影响主要体现在第一峰和第四峰面积占比上，HBPRC的T2谱中各信号峰面积占比如表4所示。可以看出，与BF0PF0相比，BF0.05PF0和BF0.1PF0的第一峰面积占比分别提高了15.88%和降低了1.29%，第四峰面积占比分别降低了45.84%和提高了8.92%，即BF0.05PF0中产生了较多数量的小孔隙和较少数量的大孔隙，BF0.1PF0中则明显产生了更多数量的大孔隙。上述结果表明掺入0.05vol%的BF抑制了混凝土中大孔隙的生成，混凝土的孔径分布得到了优化。这与Chen等[40]的研究结果是一致的，BF的添加不仅可以减小混凝土的孔隙率，而且能够优化混凝土的孔径分布，对于混凝土的耐久性能和力学性能有重要作用。当BF掺量为0.1vol%时，BF对孔结构的优化作用会逐渐减弱，造成这一现象的原因可能是过量的BF相互重叠、搭接等，在内部分散不均容易结团，增加了混凝土中的粘结界面，同时也增加了纤维与水泥基体之间的孔隙数量，这些孔隙与现有的一些孔隙相互连接后变得更大，从而导致孔隙连通性增加[41-42]。
![]()
图 7 单掺BF试件横向弛豫时间分布Figure 7. Transverse relaxation-time distribution of single doped BF specimen表 4 HBPRC的横向弛豫T2谱峰面积比例Table 4. Transverse relaxation-time T2 spectral peak area percentage of HBPRCMixture Peak 1/% Peak 2/% Peak 3/% Peak 4/% BF0PF0 62.60 13.91 10.18 13.28 BF0.05PF0 72.54 11.55 8.70 7.19 BF0.1PF0 61.79 13.66 10.07 14.46 BF0PF0.05 51.43 13.69 12.42 22.44 BF0PF0.1 56.05 13.77 10.25 19.92 BF0.05PF0.05 69.48 12.72 10.97 6.81 BF0.1PF0.05 64.08 13.52 9.44 12.94 BF0.05PF0.1 55.91 15.72 10.96 17.39 BF0.1PF0.1 65.80 14.44 12.14 7.60 2.2.2 PF对T2谱的影响
单掺PF试件的T2谱如图8所示。可以看出，随着PF含量增加，T2谱面积增加，T2谱最小弛豫时间明显向右发生了移动，说明混凝土内部孔隙有变大的趋势。与单掺BF混凝土试件相同，表4表明PF对混凝土孔隙特征的影响在T2谱中也主要体现为第一峰和第四峰面积的变化。与BF0PF0相比，随着PF含量的增加，单掺PF试件的T2谱第一峰面积占比下降，第四峰面积占比上升，表明随着PF的添加，小孔隙比例在减少，大孔隙比例在增加。这是由于PF与混凝土基体粘结性能较差，PF-基体界面过渡区较宽且含有更大的孔隙[43]，而且PF含量过大时，纤维间也会产生搭接重叠现象，使混凝土内部缺陷增加，造成混凝土孔隙连通，对孔隙结构产生不利影响。
![]()
图 8 单掺PF试件弛豫时间分布Figure 8. Transverse relaxation-time distribution of single doped PF specimen2.2.3 BF-PF混杂对T2谱的影响
混掺BF-PF试件的T2谱如图9所示，对每组试件的曲线进行面积计算，得出各组试件曲线面积大小排序为BF0.05PF0.1>BF0.1PF0.05>BF0PF0>BF0.1PF0.1>BF0.05PF0.05，由此可见BF-PF混杂纤维的体积掺量不同，对混凝土孔结构的影响也不一样。从表4可以看出，混掺BF-PF同样对T2谱第一峰和第四峰面积占比影响较大。相比于BF0PF0，T2谱第一峰面积占比增大较明显的是BF0.05PF0.05和BF0.1PF0.1，分别增大10.99%和5.11%，第四峰面积占比分别降低48.72%和42.71%，表明BF-PF混杂纤维在混凝土中表现出正协同作用，有效改善了混凝土的孔结构，且BF和PF掺量分别为0.05vol%时正协同作用最佳。BF0.05PF0.1和PF0.1BF0.05试件则出现负协同效应，两组试件的T2谱第四峰面积占比均增大，且BF掺量固定时，PF掺量越大，T2谱第四峰面积占比越大，表明大孔隙数量增加，对混凝土孔结构的不利影响加剧。
2.2.4 HBPRC的孔隙率与孔径分布
HBPRC的孔隙率如图10所示。可以看出BF和PF对混凝土的孔隙特征造成了明显影响。为了更直观地分析纤维对混凝土孔隙特征的影响，根据文献[44]中孔隙分类模型对HBPRC的孔隙进行分类，该模型将混凝土的孔隙分为凝胶孔(<10 nm)、过渡孔(10~100 nm)、毛细孔(100~
1000 nm)和大孔(>1000 nm)。HBPRC的孔径分类如图11所示。可知，HBPRC的孔隙主要为凝胶孔，占总孔隙体积的27%~46%，其次是过渡孔，占总孔隙体积的30%左右，大孔占总孔隙体积的13%~30%，体积占比最小的是毛细孔，所有试件区别不大，占比为12%~14%。从图10和图11中可以看出随着PF的添加，混凝土大孔隙占比明显增大，凝胶孔隙占比减小，孔隙率变大，与T2谱测试结果基本一致。掺入0.5vol%BF使混凝土的大孔占比减小，孔径分布得到优化。混掺BF-PF时，不同纤维混杂掺量对混凝土的孔隙率和孔径分布影响不同，BF0.05PF0.05和BF0.1PF0.1的孔隙率明显降低，与BF0PF0相比分别降低了1.47%和0.2%，孔隙率降低的同时，孔径分布也得到了优化，与BF0PF0相比，BF0.05PF0.05和BF0.1PF0.1的凝胶孔占比分别增大了8.76%和4.99%，大孔占比分别降低了5.30%和2.1%，表明BF和PF掺量均为0.05vol%和0.1vol%混杂时在混凝土中起到了正协同作用，降低了混凝土的孔隙率并且优化了混凝土的孔径分布，可以使混凝土表现出更好的宏观性能。而BF0.1PF0.05和BF0.05PF0.1孔隙率均有所提高，且大孔占比明显提高，对混凝土的孔隙率和孔径分布均造成了不利影响，产生负协同作用。2.2.5 HBPRC的曲折度
曲折度反映了孔隙的弯曲程度，曲折度越大，混凝土内部孔隙的弯曲程度越大，因此混凝土孔隙的曲折度是影响水和离子传输的重要因素[45-46]，对混凝土的耐久性有重要影响。HBPRC的曲折度可以基于Yu和Li建立的多孔介质平均曲折度的几何模型计算[47]：
τ=12[1+12√1−φ+√1−φ√(1/√1−φ−1)2+1/41−√1−φ] (5) 式中：τ为平均曲折度；φ为基于NMR试验得到的HBPRC的孔隙率。
HBPRC的平均曲折度如图12所示。可以看出HBPRC的曲折度与孔隙率相反。单掺BF时，混凝土的曲折度随着BF含量先增大后减小。单掺PF时，PF含量越大，曲折度越小，表明PF的添加令混凝土的孔隙路线变得简单，弯曲程度变小。BF-PF混掺时，BF0.05PF0.05曲折度达到最大为4.25，相较于普通混凝土增加了8.20%，BF0.05PF0.1曲折度最小为3.62，下降了7.56%，表明BF-PF混杂纤维对HBPRC的曲折度的影响既存在正协同效应，也存在负协同效应，当BF和PF混杂掺量均为0.05vol%时可以令混凝土孔隙变得不规则，弯曲程度更大，令孔隙的延伸路线更复杂。
2.3 HBPRC孔隙结构分形维数
2.3.1 基于T2分布的HBPRC孔隙结构分形特征
孔隙结构分形模型的建立通常源于测定的孔隙结构。测定原理和技术不同，所建立的分形模型自然不同，一般常用于建立孔隙结构分形模型的测定孔隙的方法为光学法和压汞法[48]。但是前者的孔径测试范围有限，后者则会对孔隙结构造成破坏，影响混凝土孔结构分形特征的表征。而利用核磁共振技术，既可以测试连通孔隙，也可以测试非连通孔隙，且不会对材料结构造成破坏，这是其他测试方法所不具备的优点，因此利用核磁共振技术对HBPRC的孔隙结构分形特征进行分形表征准确度更高。
根据相关文献[49]，基于核磁共振T2谱分布的分形维数计算如下：
lgSV=(3−D)lgT2+(D−3)lgT2,max (6) 式中：T2为横向弛豫时间；SV为低于相应T2的孔体积占总孔体积的比例；D为分形维数。
根据式(5)绘制出T2和SV的双对数曲线如图13所示，并对孔隙进行划分，将图13中每条曲线划分出4个区域，I~IV区分别对应于凝胶孔、过渡孔、毛细孔和大孔。通过对曲线拟合得到HBPRC的孔隙结构分形维数如图14所示。可以看出分形维数是连续的，这恰好符合张金喜等[50]的观点，即空间维数不是跃变的，而是可以连续变化的。
![]()
图 13 HBPRC横向弛豫时间与分形特征的关系Sv—Cumulative pore volume fraction; T2—Transverse relaxation timeFigure 13. Relationship between transverse relaxation time and fractal characteristics of HBPRC![]()
图 14 不同孔隙的HBPRC的孔隙结构分形维数Figure 14. Fractal dimension of pore structure of HBPRC with different pores从图14(a)可以得知凝胶孔的分形维数不在2~3范围内，已经不能用欧式几何学去描述，失去了物理意义[51]，因此在后续分析中排除此分形区域，以最大限度提高结果的准确性。同时由图14可以得知HBPRC的孔隙结构分形维数按大小排序均为大孔>毛细孔>过渡孔，这表明混凝土中的内部孔隙结构具有明显的分形特征，体现出混凝土作为分形介质所具备的自相似性和标度不变性，也是分形物体的基本性质，也反映出孔隙越大，结构越复杂，形状越不规则。
2.3.2 纤维对孔隙结构分形维数的影响
从图14(c)和图14(d)可以看出，单掺BF和PF主要对混凝土的毛细孔和大孔的分形维数产生影响，出现这种现象的原因是BF和PF的纤维-基体界面过渡区存在的孔隙一般为毛细孔和大孔。对单掺BF试件而言，掺入0.05vol%和0.1vol%BF时，毛细孔和大孔的分形维数先升高后降低。其中，毛细孔的分形维数分别增大了0.41%和下降了0.1%，大孔的分形维数分别增大了0.51%和下降了0.3%。对单掺PF试件而言，毛细孔和大孔的分形维数随着PF掺量的增大而降低，掺入0.05vol%和0.1vol%PF时，毛细孔的分形维数分别降低了0.34%和0.78%，大孔的分形维数分别降低了0.91%和1.01%。单掺BF和PF均对混凝土中大孔的分形维数影响幅度较大。
造成上述现象的原因主要是BF和PF与混凝土基体的粘结性存在差异。BF和PF与混凝土基体的界面过渡区的微观形貌如图15所示。可以看出，BF与混凝土基体的粘结性明显优于PF，这可能归结于BF和PF的化学性质。不同的湿润特性也会导致纤维-基体界面过渡区不同的粘结性能[43]。根据接触角是否小于或大于90°，BF属于亲水性材料。因此，BF表面能够吸收水分，促进表面胶凝材料的水化。从图15(a)可以看出，BF-基体界面过渡区较薄，孔隙也较少，同时BF表面覆盖有稠密的水泥水化基质，BF可以与周围的水泥基质形成较大的机械咬合力，因此BF与基体粘结性能好；同时，玄武岩是BF的原料，由表1可知，BF的化学成分接近于普通混凝土[52]，可以和混凝土更好的包裹在一起。当适量的BF均匀分布于混凝土基体中，BF可与氢氧化钙(CH)发生二次水化反应，生成水化硅酸钙(C2S2H)凝胶[53]，可以填充混凝土中的孔隙，进而有效细化混凝土的孔隙结构，增大相应区域分形维数；而PF属于疏水性纤维[54]，且在水泥浆体的碱性环境中非常稳定，不会干扰水泥的水化反应[55]。如图15(b)所示，PF拔出后表面仅仅附着了少量的水泥浆体，而且PF-基体界面过渡区明显较厚且含有更多的孔隙，一般为大的毛细孔和大孔，表明PF与水泥基体的粘结性能较差，毛细孔和大孔的连通性增加，降低了毛细孔和大孔的复杂性，造成毛细孔和大孔的分形维数降低。
![]()
图 15 纤维与混凝土基体粘结ITZ—Interfacial transition zone; CH—Ca(OH)2Figure 15. Bonding between fibers and concrete matrix另一方面，混凝土在搅拌过程中会引入微气泡，BF搅拌后形成纤维网状结构，在抑制浆体离析过程也能限制气泡的移动，阻止气泡间的合并，使孔隙结构变得精细，部分大孔隙变成小孔隙或被破坏[40]，孔隙连通性降低，因此BF0.05PF0的毛细孔和大孔的分形维数增大，但当BF含量过大时，BF相互团聚、搭接，如图16(a)所示，造成BF-基体界面过渡区数量增加并且相互重叠，毛细孔与其他孔隙连接[42]，因此BF0.1PF0的毛细孔和大孔的分形维数降低。
由于PF不易分散，在搅拌时形成的网络结构效果远不及BF，无法有效阻止气泡间的合并，造成孔隙变大，孔隙连通性提高，大孔隙比例增加，因此PF的添加降低了毛细孔和大孔的分形维数。当PF掺量增大时，与BF相比，纤维间互相重叠、搭接(图16(b))和过渡区数量的增加对孔隙的劣化效果更明显，因此BF0PF0.1的大孔占比最大，达到30.87%。
掺入BF-PF混杂纤维同样对混凝土的毛细孔和大孔的分形维数产生了明显影响。当BF掺量固定时，随着PF的增加，毛细孔和大孔的分形维数减小；当BF-PF混杂纤维总体积掺量相同时，随着PF的增加，毛细孔和大孔的分形维数也在减小，说明PF是引起孔隙结构分形维数变小的主要因素。
当BF和PF混杂纤维体积掺量均为0.05vol%和0.1vol%时，与BF0PF0相比，BF0.05PF0.05和BF0.1PF0.1的毛细孔和大孔的分形维数均有所增加，其中BF0.05PF0.05的毛细孔和大孔的分形维数分别增加了0.2%和0.3%，BF0.1PF0.1分别相应增加0.07%和0.17%，表明BF-PF形成的均匀的三维纤维网(图14(c))也在孔结构的细化上起着积极作用，增大了其毛细孔和大孔的分形维数，进一步表明BF-PF混杂纤维在混凝土中存在正协同作用。当BF和PF体积掺量均为0.05vol%混杂时，大孔和毛细孔的分形维数增加幅度最大，同时由前文得到其抗压强度提升幅度最大、孔隙率最小、凝胶孔占比分别增大了8.76%，大孔占比分别降低了5.30%，孔径分布得到优化，因此其协同作用最佳。
2.3.3 孔隙结构分形维数与抗压强度关系
Bensted[56]研究认为混凝土的抗压强度与毛细孔数量和大孔数量相关性较高，表明混凝土的抗压强度受孔隙结构的影响，因此可以用孔隙结构分形维数来表征混凝土的抗压强度。HBPRC的孔隙结构分形维数与强度关系如图17所示。可以看出，HBPRC的孔隙结构分形维数与抗压强度具有一定的相关性，HBPRC孔隙结构分形维数越大，抗压强度越大。拟合相关系数在过渡孔、毛细孔和大孔区域上分别为0.651、0.834和0.932，这是由于不同孔隙的形成方法不同，混凝土的多重分形特征与分形维数的相关系数也不同[57]。在本文中得出HBPRC的抗压强度与大孔的分形维数相关性最大，因此选择大孔的分形维数来表征HBPRC的抗压强度更准确。
![]()
图 17 HBPRC抗压强度与孔隙结构分形维数的关系R2—Goodness of fitFigure 17. Relationship between compressive strength and fractal dimension of pore structure of HBPRCHBPRC的孔隙结构普遍具有良好的分形特征，纤维类型、掺量和抗压强度与HBPRC的孔隙结构分形维数具有一定的相关性，尤其与毛细孔和大孔的分形维数关联性最高。因此，HBPRC的孔隙结构分形维数可以作为其孔隙分形特征的定量表达，也可以客观反映其抗压强度。
3. 结 论
采用NMR技术对玄武岩-聚丙烯混杂纤维混凝土(HBPRC)的孔隙特征进行试验研究，并进一步分析了玄武岩纤维(BF)和聚丙烯纤维(PF)对HBPRC孔隙特征的影响，得出结论如下：
(1) BF-PF混杂纤维可在混凝土内部形成均匀分布的三维纤维网，可以发挥出良好的承力效果，进一步提高混凝土的抗压强度；
(2)随着BF的添加，T2谱反映出适量的BF可以减小混凝土的孔隙率，而且有利于减小大孔体积占比；而随着PF含量增加，T2谱面积增加，混凝土内部孔隙有变大的趋势。BF和PF分别为0.05vol%混杂时在混凝土中发挥出正协同作用，T2谱面积最小，且较普通混凝土孔隙率降低了1.47%，凝胶孔占比增大了8.76%，大孔占比降低了5.30%，混凝土的孔径分布得到优化；
(3) HBPRC的孔隙结构具有明显的分形特征，孔隙结构分形维数随着孔径增大而减小。而BF和PF混杂在一定范围内可以在混凝土中发挥协同作用，弱化PF带来的不利影响，增大毛细孔和大孔的复杂程度，增大相应孔隙的分形维数；
(4) BF与PF与混凝土基体的粘结性能存在差异。BF-基体界面过渡区较薄，BF与混凝土基体粘结性能好，提升了混凝土的强度和增大了毛细孔和大孔的分形维数；PF-基体界面过渡区较厚，PF与混凝土基体的粘结性能较差，造成混凝土强度降低、毛细孔和大孔的分形维数降低；
(5) HBPRC的孔隙结构分形维数与抗压强度具有明显的相关关系，孔隙结构分形维数越大，抗压强度越大，其中选择大孔的分形维数来表征HBPRC的强度更准确；
(6) BF和PF混杂纤维体积掺量均为0.05vol%和0.1vol%时，均对混凝土抗压强度、孔隙率、孔径分布、曲折度和孔隙分形维数产生正协同作用，其中BF和PF体积掺量均为0.05vol%时，正协同作用最佳。在BF0.05PF0.1和BF0.1PF0.05中则出现一定程度的负协同效应。
-
![]()
图 1 二维层状MXene相应元素、结构以及刻蚀示意图：(a) 4种MXene的结构图[33]；(b) M、X、T、A在元素周期表中的对应元素[33]；(c) MAX相的结构和相应的MXene[34]；(d) Ti3AlC2颗粒(d1)与HF刻蚀的 Ti3C2Tx (d2)、TiNbCTx (d3)、Ta4C3Tx (d4)、Ti3CNTx (d5)、Ti2CTx (d6)的SEM图像[37]
Figure 1. Schematic diagrams of the corresponding elements, structures, and etching of the 2D layered MXene: (a) Structural diagrams of the four MXene[33]; (b) Corresponding elements of M, X, T, and A in the periodic table[33]; (c) Structures of the MAX phases and the corresponding MXene[34]; (d) SEM images of Ti3AlC2 (d1) and HF-etched Ti3C2Tx (d2), TiNbCTx (d3), Ta4C3Tx (d4), Ti3CNTx (d5), Ti2CTx (d6)[37]
![]()
图 2 近年来MXene基钠离子电池负极材料的发展历程
Figure 2. Development of MXene-based anode materials for sodium-ion batteries in recent years
NC—Nitrogen doped carbonization treatment; CNTs—Carbon nanotubes; BPQDs—Black phosphorus quantum dots; rGO—Reduced graphene oxide
![]()
图 3 MXene形貌与结构优化：(a) 3D Ti3C2Tx制备原理图[65]；(b) 3D Ti3C2Tx透射电子显微镜(TEM)图像[65]；(c) T-MXene@C制备原理图[67]；(d) T-MXene@C相对于f-MXene和h-MXene的倍率性能[67]
Figure 3. MXene morphology and structure optimization: (a) 3D Ti3C2Tx preparation schematic diagram[65]; (b) 3D Ti3C2Tx TEM images[65]; (c) T-MXene@C preparation schematic diagram[67]; (d) Multiplier performance of T-MXene@C relative to f-MXene and h-MXene[67]
PMMA—Methyl polymethylpropionate
![]()
图 4 杂原子掺杂MXene复合材料：(a) N-Ti3C2 MXene在1 mV·s−1时的循环伏安曲线[69]；(b) N-Ti3C2 MXene和Ti3C2Tx MXene的恒流充放电曲线[69]；(c)多孔N-Ti3C2Tx TEM图像[70]；(d)多孔N-Ti3C2Tx相应的EDS[70]；(e)电流速率为0.05 A·g−1时(Si/d-MXene)@HC前3个循环的充放电曲线[73]；(f) (Si/d-MXene)@HC、d-MXene、MXene和纯硅的倍率性能[73]
Figure 4. Heteroatom doped MXene composites: (a) Cyclic voltammetry curves of N-Ti3C2 MXene at 1 mV·s−1 [69]; (b) Constant-current charge-discharge curves of N-Ti3C2 and Ti3C2Tx[69]; (c) TEM images of porous N-Ti3C2Tx [70]; (d) EDS images of porous N-Ti3C2Tx corresponding [70]; (e) Charge-discharge profile of the (Si/d-MXene)@HC electrode at 0.05 A·g−1 for the first three cycles[73]; (f) Rate capability of (Si/d-MXene)@HC, d-MXene, MXene, and pure Si electrodes[73]
SWMP-5—Polyethyleneimine composite MXene; STEM—Scanning transmission electron microscope; HC—Hard carbon
![]()
图 5 MXene基复合材料：(a)传统聚偏二氟乙烯(PVDF)粘合和HC-MXene电极制备原理图[74]；(b)制备MXene@氧化石墨烯薄膜(GO)的机制示意图[60]；(c) C-MoS2/CNTs-Ti3C2复合材料的制备过程示意图[86]；(d)不同扫描速度下的循环伏安曲线[86]；(e) 2.0 mV·s−1下复合材料对电荷存储的贡献[86]
Figure 5. MXene-based composites: (a) Schematic diagram of the preparation of conventional polyvinylidene difluoride (PVDF) bonded and HC-MXene electrodes[74]; (b) Schematic diagram of the mechanism for the preparation of MXene@graphene oxide thin films[60]; (c) Schematic diagram of the preparation process of C-MoS2/CNTs-Ti3C2 composites[86]; (d) Cyclic voltammetry curves at different scanning speeds[86]; (e) Contribution of composites to charge storage at 2.0 mV·s−1 [86]
c—Carbon skeleton; d—Interval between floors
![]()
图 6 MXene的储钠机制示意图：(a) Ti3C2Tx电极高角度环形暗场(HAADF)图像[106]；(b) 20 mA·g−1下Ti3C2Tx的充放电曲线[107]；(c)在初始两个循环中O1s的XPS光谱[107]；(d)初始两个循环中Ti的X射线吸收近边结构(XANES)谱图[107]；(e) Na+嵌入和脱出的机制示意图[107]
Figure 6. Schematic of the sodium storage mechanism of MXene: (a) High-angle annular dark-field (HAADF) of Ti3C2Tx electrode[106]; (b) Charge-discharge curves of Ti3C2Tx at 20 mA·g−1 [107]; (c) XPS spectra of O1s during the initial two cycles[107]; (d) X-ray absorption near edge structure (XANES) spectra of Ti during the initial two cycles[107]; (e) Schematic of the mechanism for the embeddedness and detachment of Na+ [107]
K—X-ray absorption spectroscopy
![]()
图 7 Na+在MXene中原子尺度变化的示意图：(a) Na+嵌入Ti3C2Tx的原位XRD图谱[106]；(b) Na+脱出Ti3C2Tx的原位XRD图谱[106]；(c) V2CTx在扫描速率为1 mV·s−1时的循环伏安曲线[110]；(d)在10 mA·g−1下0.1~3.0 V电压范围内的恒流充放电曲线[110]；(e) V2CTx的XANES光谱[110]；(f)在相应的电压分布下钒的能量变化示意图[110]
Figure 7. Schematic representation of the atomic scale changes of Na+ in MXene: (a) In situ XRD pattern of Na+ embedded in Ti3C2Tx[106]; (b) In situ XRD pattern of Na+ de-embedded from Ti3C2Tx[106]; (c) Cyclic voltammetry curves of V2CTx at a scan rate of 1 mV·s−1 [110]; (d) Constant-current in the voltage range of 0.1-3.0 V at 10 mA·g−1 charge/discharge curves[110]; (e) XANES spectra of V2CTx[110]; (f) Schematic diagram of vanadium energy changes at the corresponding voltage distribution[110]
Disc.—Discharge; Cha.—Charge; OCV—Open circuit voltage; E0.5—Voltage 0.5 V
表 1 钠离子电池正极、负极材料优缺点比较
Table 1 Comparison of advantages and disadvantages of cathode and anode materials for sodium ion batteries
下载: 导出CSV
表 2 MXene各制备方法形貌以及优缺点比较
Table 2 Comparisons of the morphologies, advantages and disadvantages of each preparation method of MXene
MAX MXene 制备方法 SEM图像 优点 缺点 参考文献 Ti3AlC2 Ti3C2Tx 酸刻蚀法 
制备方法简便
适用范围广危险
环境有害[54] Ti3AlC2 Ti3C2Tx 碱刻蚀法 
末端羟基丰富
环境友好危险
实验条件严苛[43] Ti3AlC2 Ti2CTx 电化学刻蚀法 
末端基团种类丰富
方法温和完全刻蚀难
易过度腐蚀[47] – Ti2CCl2 化学气相沉积法 
比表面较大
成核位点多无表面反应终止
反应温度较高[48] Ti3AlC2 Ti3C2Tx 熔盐法 
适用于氮化物MXene 难以完全刻蚀 [52] Ti3AlC2 Ti3C2Cl2 置换反应法 
获得氯端基团 制备方法难 [53]
下载: 导出CSV
表 3 MXene基复合材料的储钠性能比较
Table 3 Comparison of sodium storage properties of MXene matrix composites
Material First
dischargeMultiplier performance Cyclic performance Ref. Capacity/
(mA·h·g−1)Current density/
(A·g−1)Capacity/
(mA·h·g−1)Current density/
(A·g−1)Number of cycles Capacity/
(mA·h·g−1)Pure MXene 100 0.8 53.7 0.2 1000 68.3 [56] Topography and structure TMAOH/MXene 340 1 260 0.5 800 280 [62] DMSO/MXene 120 1 70 0.1 500 103 [63] 3D Ti3C2Tx 330 5 120 0.5 1000 295 [65] T-MXene@C 268.9 10 77.8 1 3000 139.5 [67] Heteroatom doping N-Ti3C2Tx 264.4 5 180.5 1 1000 284.2 [70] N-Ti3C2 MXene 338.5 2 105 0.5 3000 148.4 [69] SPM 487.8 10 213 5 2480 256.1 [71] S@Ti3C2Tx – 5 136.6 2 1000 135 [72] Si/MXene@HC 212 1 122.5 0.05 500 208.5 [73] Composite with carbon materials HC-MXene 368.5 10 166.7 0.2 1500 272.3 [74] HCS/MXene 346 0.2 239 0.5 1000 155 [75] H-MXG – 1 179.2 0.5 2000 100 [77] Composite
with metal
oxidesTiO2@Ti3C2Tx 223.9 0.06 196 0.96 5000 110 [79] NC-TiO2/MXene 205 10 100.1 2 1900 157.5 [80] Sb2O3/Ti3C2Tx 471 2 295 0.05 50 470 [82] SnO2/MXene 363.2 0.2 300 0.4 100 208.6 [84] Complexed with metal
sulfidesMXene/MoS2@CS – 5 310.6 1 800 394 [85] C-MoS2/CNTs-Ti3C2 594 2 475 1 500 442 [86] 1T-2H MoS2/Ti3C2 663.4 5 439.3 1 600 582 [87] MoS2/MXene/CKF 583.5 0.5 372 – 300 298 [88] MXene/SnS2 460 0.1 377 0.1 200 322 [89] SnS/Ti3C2Tx 348.4 1 255.9 0.5 50 320 [90] Sb2S3@m-Ti3C2Tx 669 1 255 0.1 100 156 [91] Complexed with metal selenide CoSe2@CNTs-MXene 324.6 5 347.5 2 200 400 [93] SnSe2/Ti3C2Tx – 5 192 1 445 245 [92] MoSe2/Mo2CTx/C 558 10 330.6 2 2200 238.4 [94] Ti3C2/Co0.5Ni0.5Se2 452 3 337 1 600 338 [95] Composite with organic materials Fe2O3@C@Ti3C2Tx 370 5 98 1 1000 197 [97] SWMP-5 338.5 2 105 1 5000 123.4 [69] PANI/MXene 305 5 142 2 10000 135.4 [98] Composite with nanomaterials m-Sb/C@MXene – 5 258.3 0.5 200 285.8 [99] Sb/Sb2S3@Ti3C2Tx@C 366 2 225 1 2500 250 [81] FL-Si/MXene 364 2 163 0.1 500 376 [68] Composite with other
materialsBP/Ti3C2 331.9 1 67.3 0.1 200 100 [102] PDDA-BP/Ti3C2 1780 2 461 1 2000 658 [103] BPQD/TNS 723 – – – – – [104] MXene/Na2Ti3O7@C 208 0.2 173 2 200 119 [105] Notes: TMAOH—Tetramethylammonium hydroxide; DMSO—Dimethyl sulfoxide; CS—Carbon sphere; CKF—Hollow carbonized wood fiber; PANI—Polyaniline; BP—Black phosphate; PDDA—Poly dimethyl diallyl ammonium chloride; T-MXene@C—Three-dimensional plexiform MXene; SPM—Sulfur-doped three-dimensional porous MXene; H-MXG—Graphene-assisted MXene; m-Sb—Antimony particles; FL-Si—Florid silica; BPQD/TNS—Black phosphorus composite with MXene.
下载: 导出CSV
-
[1] YU Z Q, WANG Q, ZHU K, et al. N-doped carbon coated MoO3/MoS2 integrated MXene nanosheets with ultra-long cycle stability for sodium-ion batteries[J]. Applied Surface Science, 2024, 652(11): 159294.
[2] AN R F, NIU H K, TAN Q, et al. Enhancing sodium-ion battery performance with MXene@CoSe2/ZnSe@NC 0D2D micro-/nanostructures[J]. Journal of Energy Storage, 2024, 82(8): 110526.
[3] MING F W, LIANG H F, HUANG G, et al. MXenes for rechargeable batteries beyond the lithium-ion[J]. Advanced Materials, 2021, 33(1): 2004039. DOI: 10.1002/adma.202004039
[4] 陈淋, 李星, 王明珊, 等. 基于Ti3C2T x材料在钠离子电池中的应用进展[J]. 材料工程, 2023, 51(2): 1-14. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2022.000094 CHEN Lin, LI Xing, WANG Mingshan, et al. Application of Ti3C2T x in sodium-ion batteries[J]. Journal of Materials Engineering, 2023, 51(2): 1-14(in Chinese). DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2022.000094
[5] 程颖博. 宽温域凝胶态水系钠离子电解质的研制[D]. 上海: 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2021. CHENG Yingbo. Preparation of gel aqueous sodium ion electrolyte with wide temperature range[D]. Shanghai: Shanghai Institute of Silicate, University of Chinese Academy of Sciences, 2021(in Chinese).
[6] LIU Y C, SHEN Q Y, ZHAO X D, et al. Hierarchical engineering of porous P2-Na2/3Ni1/3Mn2/3O2 nanofibers assembled by nanoparticles enables superior sodium-ion storage cathodes[J]. Advanced Functional Materials, 2020, 30(6): 1907837. DOI: 10.1002/adfm.201907837
[7] SHEN Q Y, LIU Y C, ZHAO X D, et al. Transition-metal vacancy manufacturing and sodium-site doping enable a high-performance layered oxide cathode through cationic and anionic redox chemistry[J]. Advanced Functional Materials, 2021, 31(51): 2106923. DOI: 10.1002/adfm.202106923
[8] JIN T, LI H X, ZHU K J, et al. Polyanion-type cathode materials for sodium-ion batteries[J]. Chemical Society Reviews, 2020, 49(8): 2342-2377. DOI: 10.1039/C9CS00846B
[9] LIU X Y, CAO Y, SUN J. Defect engineering in Prussian blue analogs for high-performance sodium-ion batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2022, 12(46): 2202532. DOI: 10.1002/aenm.202202532
[10] XIE B X, SUN B Y, GAO T Y, et al. Recent progress of Prussian blue analogues as cathode materials for nonaqueous sodium-ion batteries[J]. Coordination Chemistry Reviews, 2022, 460(11): 214478.
[11] RAJAGOPALAN R, TANG Y G, JIA C K, et al. Understanding the sodium storage mechanisms of organic electrodes in sodium ion batteries: Issues and solutions[J]. Energy & Environmental Science, 2020, 13(6): 1568-1592.
[12] CHEN X, FENG X, REN B, et al. High rate and long lifespan sodium-organic batteries using pseudocapacitive porphyrin complexes-based cathode[J]. Nano-Micro Letters, 2021, 13(1): 71.
[13] NWANYA A C, NDIPINGWI M M, IKPO C O, et al. Biomass mediated multi layered NaNi xCo1− xO2 (x=0.4) and α-Fe2O3 nanoparticles for aqueous sodium ion battery[J]. Journal of Electroanalytical Chemistry, 2020, 858(3): 113809.
[14] GU Z Y, GUO J Z, CAO J M, et al. An advanced high-entropy fluorophosphate cathode for sodium-ion batteries with increased working voltage and energy density[J]. Advanced Materials, 2022, 34(14): 2110108. DOI: 10.1002/adma.202110108
[15] KANG H L, HAN L S, CHEN S L, et al. Research progress on two-dimensional layered MXene/elastomer nanocomposites[J]. Polymers, 2022, 14(19): 4094. DOI: 10.3390/polym14194094
[16] 刘鑫龙. MXene基复合材料的制备及钠离子电池性能研究[D]. 广州: 广州大学, 2021. LIU Xinlong. Preparation of MXene based composites and study on performance of sodium-ion batteries[D]. Guangzhou: Guangzhou University, 2021(in Chinese).
[17] 张鼎, 叶子贤, 刘镇铭, 等. 钠离子电池黑磷基负极材料研究进展[J]. 储能科学与技术, 2023, 12(8): 2482-2490. ZHANG Ding, YE Zixian, LIU Zhenming, et al. Research progress of black phosphorus-based anode materials for sodium ion batteries[J]. Energy Storage Science and Technology, 2023, 12(8): 2482-2490(in Chinese).
[18] LIN F, LIU Y J, YU X Q, et al. Synchrotron X-ray analytical techniques for studying materials electrochemistry in rechargeable batteries[J]. Chemical Reviews, 2017, 117(21): 13123-13186. DOI: 10.1021/acs.chemrev.7b00007
[19] XU H, YAN Q, YAO W J, et al. Mainstream optimization strategies for cathode materials of sodium-ion batteries[J]. Small Structures, 2022, 3(4): 2100217. DOI: 10.1002/sstr.202100217
[20] 赵毅伟, 张福华, 颜顺, 等. 普鲁士蓝类钠离子电池正极材料导电性研究进展[J]. 储能科学与技术, 2024, 13(5): 1474-1486. ZHAO Yiwei, ZHANG Fuhua, YAN Shun, et al. Research progress on conductivity of positive electrode materials of Prussian blue sodium-ion batteries[J]. Energy Storage Science and Technology, 2024, 13(5): 1474-1486(in Chinese).
[21] KANG H Y, LIU Y C, CAO K Z, et al. Update on anode materials for Na-ion batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2015, 3(35): 17899-17913. DOI: 10.1039/C5TA03181H
[22] SHEN L Y, SHI S S, ROY S, et al. Recent advances and optimization strategies on the electrolytes for hard carbon and P-based sodium-ion batteries[J]. Advanced Functional Materials, 2021, 31(4): 2006066. DOI: 10.1002/adfm.202006066
[23] 丁玉寅, 祝鹏浩, 陆继鑫, 等. 钠离子电池正、负极材料研究进展[J]. 化工科技, 2022, 30(1): 57-62. DOI: 10.3969/j.issn.1008-0511.2022.01.012 DING Yuyin, ZHU Penghao, LU Jixin, et al. Research progress of anode and cathode materials for sodium ion batteries[J]. Chemical Science and Technology, 2022, 30(1): 57-62(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1008-0511.2022.01.012
[24] 刘金玉, 范凤兰, 焦连升, 等. 钠离子电池负极材料的研究现状及展望[J]. 辽宁化工, 2023, 52(2): 238-245. DOI: 10.3969/j.issn.1004-0935.2023.02.023 LIU Jinyu, FAN Fenglan, JIAO Liansheng, et al. Research status and prospect of anode materials for sodium ion batteries[J]. Liaoning Chemical Industry, 2023, 52(2): 238-245(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1004-0935.2023.02.023
[25] LIANG J L, WEI C B, HUO D X, et al. Research progress on modification and application of two-dimensional anode materials for sodium ion batteries[J]. Journal of Energy Storage, 2024, 85(12): 111044.
[26] CAI K D, JING X Q, ZHANG Y T, et al. A novel reed-leaves like aluminum-doped manganese oxide presetting sodium-ion constructed by coprecipitation method for high electrochemical performance sodium-ion battery[J]. International Journal of Energy Research, 2022, 46(10): 14570-14580. DOI: 10.1002/er.8090
[27] NAYAK P K, YANG L T, BREHM W, et al. From lithium-ion to sodium-ion batteries: Advantages, challenges, and surprises[J]. Angewandte Chemie International Edition, 2018, 57(1): 102-120. DOI: 10.1002/anie.201703772
[28] KUMAR PRAJAPATI A, BHATNAGAR A. A review on anode materials for lithium/sodium-ion batteries[J]. Journal of Energy Chemistry, 2023, 83(8): 509-540.
[29] WANG X, WANG Y Z, NI K, et al. Fullerene intercalation of MXene toward super-long-cycle sodium ion storage[J]. Advanced Functional Materials, 2024, 34(21): 2400185.
[30] VENKATESHALU S, SUBASHINI G, BHARDWAJ P, et al. Phosphorene, antimonene, silicene and siloxene based novel 2D electrode materials for supercapacitors—A brief review[J]. Journal of Energy Storage, 2022, 48(4): 104027.
[31] LI T, SHANG D W, GAO S W, et al. Two-dimensional material-based electrochemical sensors/biosensors for food safety and biomolecular detection[J]. Biosensors, 2022, 12(5): 314. DOI: 10.3390/bios12050314
[32] LI K, LIANG M Y, WANG H, et al. 3D MXene architectures for efficient energy storage and conversion[J]. Advanced Functional Materials, 2020, 30(47): 2000842. DOI: 10.1002/adfm.202000842
[33] NAGUIB M, MOCHALIN V N, BARSOUM M W, et al. 25th anniversary article: MXenes: A new family of two-dimensional materials[J]. Advanced Materials, 2014, 26(7): 992-1005. DOI: 10.1002/adma.201304138
[34] WEI Y, ZHANG P, SOOMRO R A, et al. Advances in the synthesis of 2D MXenes[J]. Advanced Materials, 2021, 33(39): e2103148. DOI: 10.1002/adma.202103148
[35] SU D, ZHANG H, ZHANG J W, et al. Design and synthesis strategy of MXenes-based anode materials for sodium-ion batteries and progress of first-principles research[J]. Molecules, 2023, 28(17): 6292. DOI: 10.3390/molecules28176292
[36] 胡睿. 二维层状碳化钛基复合材料的制备及其电化学性能研究[D]. 杭州: 浙江大学, 2020. HU Rui. Preparation and electrochemical properties of two-dimensional layered titanium carbide composites[D]. Hangzhou: Zhejiang University, 2020(in Chinese).
[37] NAGUIB M, MASHTALIR O, CARLE J, et al. Two-dimensional transition metal carbides[J]. ACS Nano, 2012, 6(2): 1322-1331. DOI: 10.1021/nn204153h
[38] LEI Y J, YAN Z C, LAI W H, et al. Tailoring MXene-based materials for sodium-ion storage: Synthesis, mechanisms, and applications[J]. Electrochemical Energy Reviews, 2020, 3(4): 766-792. DOI: 10.1007/s41918-020-00079-y
[39] MA P, FANG D L, LIU Y L, et al. MXene-based materials for electrochemical sodium-ion storage[J]. Advanced Science, 2021, 8(11): 2003185. DOI: 10.1002/advs.202003185
[40] HAN M K, SHUCK C E, RAKHMANOV R, et al. Beyond Ti3C2T x: MXenes for electromagnetic interference shielding[J]. ACS Nano, 2020, 14(4): 5008-5016. DOI: 10.1021/acsnano.0c01312
[41] MATHIS T S, MALESKI K, GOAD A, et al. Modified MAX phase synthesis for environmentally stable and highly conductive Ti3C2 MXene[J]. ACS Nano, 2021, 15(4): 6420-6429. DOI: 10.1021/acsnano.0c08357
[42] LIPATOV A, GOAD A, LOES M J, et al. High electrical conductivity and breakdown current density of individual monolayer Ti3C2Tx MXene flakes[J]. Matter, 2021, 4(4): 1413-1427.
[43] LI G N, TAN L, ZHANG Y M, et al. Highly efficiently delaminated single-layered MXene nanosheets with large lateral size[J]. Langmuir, 2017, 33(36): 9000-9006. DOI: 10.1021/acs.langmuir.7b01339
[44] ZHANG B, ZHU J F, SHI P, et al. Fluoride-free synthesis and microstructure evolution of novel two-dimensional Ti3C2(OH)2 nanoribbons as high-performance anode materials for lithium-ion batteries[J]. Ceramics International, 2019, 45(7): 8395-8405.
[45] LI T F, YAO L L, LIU Q L, et al. Fluorine-free synthesis of high-purity Ti3C2T x (T=OH, O) via alkali treatment[J]. Angewandte Chemie International Edition, 2018, 57(21): 6115-6119. DOI: 10.1002/anie.201800887
[46] ZHANG L, SONG W W, LIU H S, et al. Influencing factors on synthesis and properties of MXene: A review[J]. Processes, 2022, 10(9): 1744. DOI: 10.3390/pr10091744
[47] YANG S, ZHANG P P, WANG F X, et al. Fluoride-free synthesis of two-dimensional titanium carbide (MXene) using a binary aqueous system[J]. Angewandte Chemie International Edition, 2018, 57(47): 15491-15495. DOI: 10.1002/anie.201809662
[48] WANG D, ZHOU C K, FILATOV A S, et al. Direct synthesis and chemical vapor deposition of 2D carbide and nitride MXenes[J]. Science, 2023, 379(6638): 1242-1247. DOI: 10.1126/science.add9204
[49] XU C, WANG L B, LIU Z B, et al. Large-area high-quality 2D ultrathin Mo2C superconducting crystals[J]. Nature Materials, 2015, 14(11): 1135-1141. DOI: 10.1038/nmat4374
[50] KAMYSBAYEV V, FILATOV A S, HU H C, et al. Covalent surface modifications and superconductivity of two-dimensional metal carbide MXenes[J]. Science, 2020, 369(6506): 979-983. DOI: 10.1126/science.aba8311
[51] LI X L, LI M, YANG Q, et al. Vertically aligned Sn4+ preintercalated Ti2CT x MXene sphere with enhanced Zn ion transportation and superior cycle lifespan[J]. Advanced Energy Materials, 2020, 10(35): 2001394. DOI: 10.1002/aenm.202001394
[52] LI S Q, ZHU J H, LU W, et al. Iron nanoparticles surface decorated MXene via molten salts etching as selenium host for ultrafast sodium ion storage[J]. Journal of Colloid and Interface Science, 2024, 663(11): 801-809.
[53] LI M, LU J, LUO K, et al. Element replacement approach by reaction with lewis acidic molten salts to synthesize nanolaminated MAX phases and MXenes[J]. Journal of the American Chemical Society, 2019, 141(11): 4730-4737. DOI: 10.1021/jacs.9b00574
[54] WANG T, YAO K, HUA Y B, et al. Rational design of MXene-MoS2 heterostructure with rapid ion transport rate as an advanced anode for sodium-ion batteries[J]. Chemical Engineering Journal, 2023, 457(7): 141363.
[55] CAO J M, MA M Y, LIU H H, et al. Interfacial-confined isochronous conversion to biphasic selenide heterostructure with enhanced adsorption behaviors for robust high-rate Na-ion storage[J]. Small, 2024, 20(11): 2311024. DOI: 10.1002/smll.202311024
[56] XU E Z, ZHANG Y, WANG H, et al. Ultrafast kinetics net electrode assembled via MoSe2/MXene heterojunction for high-performance sodium-ion batteries[J]. Chemical Engineering Journal, 2020, 385(7): 123839.
[57] XIONG D B, LI X F, BAI Z M, et al. Recent advances in layered Ti3C2T x MXene for electrochemical energy storage[J]. Small, 2018, 14(17): 1703419. DOI: 10.1002/smll.201703419
[58] ZHANG X Y, WANG J, JIANG Y T, et al. A 3D crinkled MXene/TiO2 heterostructure with interfacial coupling for ultra-fast and reversible potassium storage[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2024, 12(13): 7598-7604. DOI: 10.1039/D3TA07682B
[59] ZHENG X Z, YUAN M W, GUO D H, et al. Theoretical design and structural modulation of a surface-functionalized Ti3C2T x MXene-based heterojunction electrocatalyst for a Li-oxygen battery[J]. ACS Nano, 2022, 16(3): 4487-4499. DOI: 10.1021/acsnano.1c10890
[60] OUYANG Y X, QIU L, BAI Y Y, et al. Synergistical thermal modulation function of 2D Ti3C2 MXene composite nanosheets via interfacial structure modification[J]. iScience, 2022, 25(8): 104825. DOI: 10.1016/j.isci.2022.104825
[61] ZHANG S L, HAN W Q. Recent advances in MXenes and their composites in lithium/sodium batteries from the viewpoints of components and interlayer engineering[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2020, 22(29): 16482-16526. DOI: 10.1039/D0CP02275F
[62] SONG X L, WANG H, JIN S M, et al. Oligolayered Ti3C2T x MXene towards high performance lithium/sodium storage[J]. Nano Research, 2020, 13(6): 1659-1667. DOI: 10.1007/s12274-020-2789-6
[63] LYU G X, WANG J, SHI Z Q, et al. Intercalation and delamination of two-dimensional MXene (Ti3C2T x) and application in sodium-ion batteries[J]. Materials Letters, 2018, 219(10): 45-50.
[64] SHI C J, LIU Z J, TIAN Z, et al. Regulated layer spacing and functional surface group of MXene film by hexamethylenetetramine for high-performance supercapacitors[J]. Applied Surface Science, 2022, 596(26): 153632.
[65] ZHAO M Q, XIE X Q, REN C E, et al. Hollow MXene spheres and 3D macroporous MXene frameworks for Na-ion storage[J]. Advanced Materials, 2017, 29(37): 1702410. DOI: 10.1002/adma.201702410
[66] XIU L Y, WANG Z Y, YU M Z, et al. Aggregation-resistant 3D MXene-based architecture as efficient bifunctional electrocatalyst for overall water splitting[J]. ACS Nano, 2018, 12(8): 8017-8028. DOI: 10.1021/acsnano.8b02849
[67] ZHANG P, SOOMRO R A, GUAN Z R X, et al. 3D carbon-coated MXene architectures with high and ultrafast lithium/sodium-ion storage[J]. Energy Storage Materials, 2020, 29(6): 163-171.
[68] WANG H Q, ZHAO Y X, GOU L, et al. Rational construction of densely packed Si/MXene composite microspheres enables favorable sodium storage[J]. Rare Metals, 2022, 41(5): 1626-1636. DOI: 10.1007/s12598-021-01895-x
[69] JIN X, ZHANG W S, LIU S Y, et al. Highly stable Ti3C2T x MXene-based sandwich-like structure via interfacial self-assembly of nitrogen-rich polymer network for superior sodium-ion storage performance[J]. Chemical Engineering Journal, 2023, 451(1): 138763.
[70] FAN Z D, WEI C H, YU L H, et al. 3D printing of porous nitrogen-doped Ti3C2 MXene scaffolds for high-performance sodium-ion hybrid capacitors[J]. ACS Nano, 2020, 14(1): 867-876. DOI: 10.1021/acsnano.9b08030
[71] ZHANG L L, CHEN Y G, YU L H, et al. Efficient sulfur atom-doped three-dimensional porous MXene-assisted sodium ion batteries[J]. Dalton Transactions, 2024, 53(15): 6583-6591. DOI: 10.1039/D3DT04312F
[72] SUN S J, XIE Z L, YAN Y R, et al. Hybrid energy storage mechanisms for sulfur-decorated Ti3C2 MXene anode material for high-rate and long-life sodium-ion batteries[J]. Chemical Engineering Journal, 2019, 366(12): 460-467.
[73] GOU L, JING W F, LI Y, et al. Lattice-coupled Si/MXene confined by hard carbon for fast sodium-ion conduction[J]. ACS Applied Energy Materials, 2021, 4(7): 7268-7277. DOI: 10.1021/acsaem.1c01396
[74] SUN N, ZHU Q Z, ANASORI B, et al. MXene-bonded flexible hard carbon film as anode for stable Na/K-ion storage[J]. Advanced Functional Materials, 2019, 29(51): 1906282. DOI: 10.1002/adfm.201906282
[75] CAO H L, YANG L T, ZHAO M, et al. A flexible hard carbon microsphere/MXene film as a high-performance anode for sodium-ion storage[J]. New Carbon Materials, 2022, 37(6): 1154-1160. DOI: 10.1016/S1872-5805(22)60616-4
[76] CHEN T D, WANG J Q, WU X Z, et al. Ethanediamine induced self-assembly of long-range ordered GO/MXene composite aerogel and its piezoresistive sensing performances[J]. Applied Surface Science, 2021, 566(32): 150719.
[77] WEI C, CAO H L, DENG W, et al. Graphene-mediated dense integration of Ti3C2T x MXene monoliths for compact energy storage: Balancing kinetics and packing density[J]. Applied Surface Science, 2022, 604(34): 154565.
[78] ASLAM M K, ALGARNI T S, JAVED M S, et al. 2D MXene materials for sodium ion batteries: A review on energy storage[J]. Journal of Energy Storage, 2021, 37(5): 102478.
[79] GUO X, ZHANG J Q, SONG J J, et al. MXene encapsulated titanium oxide nanospheres for ultra-stable and fast sodium storage[J]. Energy Storage Materials, 2018, 14(5): 306-313.
[80] WANG F, MA X D, ZOU P J, et al. Nitrogen-doped carbon decorated TiO2/Ti3C2T x MXene composites as anode material for high-performance sodium-ion batteries[J]. Surface and Coatings Technology, 2021, 422(18): 127568.
[81] WANG D, MA Q, HE H, et al. Double-confined nanoheterostructure Sb/Sb2S3@Ti3C2T x@C toward ultra-stable Li-/Na-ion batteries[J]. Rare Metals, 2024, 43(1): 2067-2079.
[82] GUO X, XIE X Q, CHOI S H, et al. Sb2O3/MXene(Ti3C2T x) hybrid anode materials with enhanced performance for sodium-ion batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5(24): 12445-12452. DOI: 10.1039/C7TA02689G
[83] LIAO A, PAN Y, LEI W X, et al. Carbon aerogel/SnO2 as an advanced anode for sodium-ion batteries[J]. Functional Materials Letters, 2020, 13(6): 2051026. DOI: 10.1142/S1793604720510261
[84] CHEN Y Z, SUN Y D, GENG M, et al. SnO2/MXene nanoparticles as a superior high-rate and cycling-stable anode for sodium ion batteries[J]. Materials Letters, 2021, 304(23): 130704.
[85] YUAN Z Y, CAO J M, VALERII S, et al. MXene-bonded hollow MoS2/carbon sphere strategy for high-performance flexible sodium ion storage[J]. Chemical Engineering Journal, 2022, 430(4): 132755.
[86] HE F Y, TANG C, LIU Y D, et al. Carbon-coated MoS2 nanosheets@CNTs-Ti3C2 MXene quaternary composite with the superior rate performance for sodium-ion batteries[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2022, 100(5): 101-109.
[87] WEN B J, KONG N Z, HUANG M, et al. 1T-2H MoS2/Ti3C2 MXene heterostructure with high-rate and high-capacity performance for sodium-ion batteries[J]. Energy & Fuels, 2022, 36(18): 11234-11244.
[88] ZHANG X Y, SHI H T, LIU L S, et al. Construction of MoS2/Mxene heterostructure on stress-modulated kapok fiber for high-rate sodium-ion batteries[J]. Journal of Colloid and Interface Science, 2022, 605(1): 472-482.
[89] WU Y T, NIE P, WU L Y, et al. 2D MXene/SnS2 composites as high-performance anodes for sodium ion batteries[J]. Chemical Engineering Journal, 2018, 334(4): 932-938.
[90] ZHANG Y Q, GUO B S, HU L Y, et al. Synthesis of SnS nanoparticle-modified MXene (Ti3C2T x) composites for enhanced sodium storage[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 732(3): 448-453.
[91] ZHANG H N, REN M X, JIANG W, et al. Hierarchical Sb2S3@m-Ti3C2T x composite anode with enhanced Na-ion storage properties[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2021, 887(38): 161318.
[92] FAN T X, WU Y K, LI J, et al. Sheet-to-layer structure of SnSe2/MXene composite materials for advanced sodium ion battery anodes[J]. New Journal of Chemistry, 2021, 45(4): 1944-1952. DOI: 10.1039/D0NJ04788K
[93] XU E Z, LI P C, QUAN J J, et al. Dimensional gradient structure of CoSe2@CNTs-MXene anode assisted by ether for high-capacity, stable sodium storage[J]. Nano-Micro Letters, 2021, 13: 40. DOI: 10.1007/s40820-020-00562-7
[94] TAN Y B, YI M J, ZHU Z Y, et al. Carbon-coated MoSe2/MXene heterostructures as active materials for high-performance Na+ batteries[J]. Materials Today Communications, 2022, 31(2): 103740.
[95] DENG Q X, WANG M Q, LIU X L, et al. Ultrathin cobalt nickel selenides (Co0.5Ni0.5Se2) nanosheet arrays anchoring on Ti3C2 MXene for high-performance Na+/K+ batteries[J]. Journal of Colloid and Interface Science, 2022, 626(22): 700-709.
[96] JO Y M, JO Y K, LEE J H, et al. MOF-based chemiresistive gas sensors: Toward new functionalities[J]. Advanced Materials, 2023, 35(43): 2206842. DOI: 10.1002/adma.202206842
[97] LI Z C, LONG Z W, DAI H, et al. Ti3C2T x MXene@metal-organic frameworks-derived bead-like carbon nanofibers heterostructure aerogel for enhanced performance lithium/sodium storage[J]. Journal of Power Sources, 2024, 606(18): 234586.
[98] WANG X, WANG J, QIN J W, et al. Surface charge engineering for covalently assembling three-dimensional MXene network for all-climate sodium ion batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2020, 12(35): 39181-39194.
[99] LIANG Y W, WANG Z S, XU Z Y, et al. Highly-confined, micro-Sb/C@MXene 3D architectures with strengthened interfacial bonding for high volumetric sodium-ion storage[J]. Applied Surface Science, 2024, 651(10): 159234.
[100] MA L, WANG Y D, ZHU Z M. Interface engineering of MXene containing phosphorus towards for enhancing the flame retardance and toughness of epoxy resins[J]. Progress in Organic Coatings, 2024, 191(6): 108414.
[101] LIANG Y, WANG Z, XU Z, et al. Highly-confined, micro-Sb/C@MXene 3D architectures with strengthened interfacial bonding for high volumetric sodium-ion storage[J]. Applied Surface Science, 2024, 651: 159234. DOI: 10.1016/j.apsusc.2023.159234
[102] LI H, LIU A M, REN X F, et al. A black phosphorus/Ti3C2 MXene nanocomposite for sodium-ion batteries: A combined experimental and theoretical study[J]. Nanoscale, 2019, 11(42): 19862-19869. DOI: 10.1039/C9NR04790E
[103] ZHAO R Z, QIAN Z, LIU Z Y, et al. Molecular-level heterostructures assembled from layered black phosphorene and Ti3C2 MXene as superior anodes for high-performance sodium ion batteries[J]. Nano Energy, 2019, 65(11): 104037.
[104] MENG R J, HUANG J M, FENG Y T, et al. Black phosphorus quantum dot/Ti3C2 MXene nanosheet composites for efficient electrochemical lithium/sodium-ion storage[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(26): 1801514. DOI: 10.1002/aenm.201801514
[105] ZHONG W, TAO M L, TANG W W, et al. MXene-derivative pompon-like Na2Ti3O7@C anode material for advanced sodium ion batteries[J]. Chemical Engineering Journal, 2019, 378(24): 122209.
[106] WANG X F, SHEN X, GAO Y R, et al. Atomic-scale recognition of surface structure and intercalation mechanism of Ti3C2X[J]. Journal of the American Chemical Society, 2015, 137(7): 2715-2721. DOI: 10.1021/ja512820k
[107] KAJIYAMA S, SZABOVA L, SODEYAMA K, et al. Sodium-ion intercalation mechanism in MXene nanosheets[J]. ACS Nano, 2016, 10(3): 3334-3341. DOI: 10.1021/acsnano.5b06958
[108] LUKATSKAYA M R, BAK S M, YU X Q, et al. Probing the mechanism of high capacitance in 2D titanium carbide using in situ X-ray absorption spectroscopy[J]. Advanced Energy Materials, 2015, 5(15): 1500589. DOI: 10.1002/aenm.201500589
[109] FAN K Q, WEI C L, FENG J K. Recent progress of MXene-based materials as anodes in sodium-ion batteries[J]. Journal of Electronic Materials, 2023, 52(2): 847-863. DOI: 10.1007/s11664-022-10142-7
[110] BAK S M, QIAO R M, YANG W L, et al. Na-ion intercalation and charge storage mechanism in 2D vanadium carbide[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(20): 1700959. DOI: 10.1002/aenm.201700959
-
目的
钠离子的离子半径和标准电极电势高，阻碍了其实际应用。因此，寻找合适的负极材料是钠离子电池应用的关键。二维层状结构材料MXene具有高导电性和大比表面积，在储能方面具有明显的优势，可以为Na提供更多的附着点，且化学稳定性好、可塑性强，是钠离子电池负极材料的优良选择。近年来，MXene材料在钠离子电池中应用广泛，并取得了重大进展。本文综述了MXene材料在钠离子电池中的研究进展，总结了MXene的制备方法，重点介绍了MXene材料的优化改性方法以及储钠机理，同时对应用前景展开了分析。
方法通过知网，web of science以及学校图书馆等文献检索工具的数据库中检索，选择了近年来质量优异的文章进行综述。通过文章发表年份、复合材料类型及制备方法对文章进行梳理分类，确定了文章的整体脉络和关键词，即MXene、钠离子电池、负极材料和储钠机理。
结果通过对上述文章的梳理分析和总结，将文章主要划分为三个方面：(1)二维层状MXene材料：MXene是由相应的MAX相选择性刻蚀A层元素，破坏M-A键保留M-X键，获得二维层状的MXene。MXene材料常见的制备法包括酸刻蚀法、碱刻蚀法、电化学刻蚀法和化学气相沉积法等；(2)MXene基钠离子电池负极材料：MXene材料易氧化，且片层易再次堆叠，因此需要在保持原有优势的基础上强化结构稳定性、提高比容量。优化改性方法主要包括调控形貌结构、杂原子掺杂、碳材料或金属氧族化物等多种材料复合等；(3)MXene的储钠机理：MXene对Na的存储主要是通过Na在表层的嵌入和脱出，随后进入MXene主体，表现为双钠层的电容式电荷存储机理。最后，本文提出了MXene材料在钠离子电池中面对的挑战和未来的研究方向，期望为MXene材料在钠离子电池中的工业化应用提供一定的参考价值。
结论本文综述了MXene在钠离子电池负极材料中的研究进展，介绍了近年来MXene材料的制备方法，包括含氟刻蚀法和不含氟制备法，总结了MXene材料的优化和改进措施，包括形貌调控、杂原子掺杂以及材料复合等，同时详细阐释了MXene的储钠机理，即双钠层的电容式电荷存储机理。MXene面临着制备方法对环境不友好、材料易氧化、片层易再次塌陷等挑战。针对上述问题，本文从以下四个方面进行了对未来研究方向的展望：(1)改进合成
方法改进MXene材料的制备方法和制备过程，发展环境友好的刻蚀方法，避免高浓度氟离子对MXene侵害；(2)提高稳定性：进一步设计MXene的结构和形貌，同时控制MXene的储存条件或封装MXene；(3)提高实际容量：进一步发展合成MXene基复合材料；(4)调控表面官能团：通过化学修饰或其他手段，精确控制MXene表面的官能团类型。
计量
- 文章访问数: 364
- HTML全文浏览量: 44
- PDF下载量: 51
