一种用作钠离子电池负极的C@MoSe-2@CNT纳米复合异质结材料

mose2/carbon hybrid nanotubeswith highly disordered layer structures as efficient alkali-ion storage anodesbeyond lithium[j].acs applied materials&interfaces,2020,12(2):2390-9.]和 c@mose2@carbon[yousaf m,wang y,chen y,et al.a 3d trilayeredcnt/mose2/c heterostructure with an expanded mose
2 interlayer spacing for anefficient sodium storage[j].advanced energy materials,2019,9(30).]复合材料改善sibs的容量和稳定性。guo首次合成c@mose2@cnt三层异质结材料可以提供高比容量(484mah g-1
at 100mag-1
)和良好的循环稳定性(500次循环后，在500mag-1
下仍有347mahg-1
的比容量)，同时mose2电极的碳包覆层可以作为电解液和活性材料之间的屏障从而保护活性材料。[yousaf m,wang y, chen y,et al.a 3d trilayered cnt/mose2/c heterostructure with an expandedmose2 interlayer spacing for an efficient sodium storage[j].advanced energymaterials,2019,9(30).]这种3d三层c/mose2/cnt异质结材料的形态可以通过多个步骤进行精确控制。具体来说，首先，mose2层可通过简单的水热工艺在cnt模板上提供均匀涂层，然后进行退火工艺以生产中间体cnt/mose2复合材料；随后，使用葡萄糖作为碳源，通过碳化工艺将碳层均匀地包覆在 cnt/mose2复合材料上。在这种情况下，高度多孔(》99％)的cnt框架材料在构建3d三层结构中起着关键作用。然而，这种高度多孔(》99％)的cnt框架不容易大规模作为sibs的负极材料，并且多个合成步骤存在合成周期较长 (约3天)和高能耗(高温煅烧次数)。因此，开发一种更加简单而有效的方法并且利用市售的cnt来构建3d三层c@mose2@cnt纳米结构用于钠离子电池将是挑战性工作。然而，市售的碳纳米管往往具有相互缠结以及无多孔结构的特征，难以负载金属盐成为三层材料。
[0004]
众所周知，cnt的特征结构允许它们通过非共价力与有机分子相互作用，例如氢键、π-π堆积和静电力，[chen w,duan l,zhu d.adsorption ofpolarand nonpolar organic chemicals to carbon nanotubes[j].environmental science& technology,2007,41(24):8295-300.]表明cnt可以很容易地进行共价或非共价杂化并且钼基配合物的有机单元具有转化为碳材料的潜力，而钼基配合物的金属具有形成金属基材料的潜力。因此，我们设想了一种简单而高效的方法来构建三层c@mose2@cnt复合材料。首先，将钼基络合物与碳纳米管混合，钼基络合物可以吸附在碳纳米管表面，然后将采用的前驱体金属复合物通过硒化处理原位转化为mose2，而钼基配合物的有机物作为碳源形成碳保护层。
[0005]
在这项工作中，我们采用了一种简单的方法，可以通过原位合成mose2制备三层c@mose2@cnt，如方案1所示，由mocl5与乙二醇和/或聚(乙二醇) (peg)的反应形成mo基有机金属配合物。然后通过超声波处理，钼基有机金属配合物与碳纳米管发生杂化，形成有机-无机杂化材料。为了进一步揭示基于 mo@cnt复合物的行为，使用castep方法的密度函数理论(dft)计算。图1 显示了基于mo@cnt的复合体。从计算结果看，mo复合物和cnt之间的距离为并且吸附能量为-9.78ev，这意味着mo基复合物将容易吸附到cnt 上。之后，将mo@cnt复合物转移到陶瓷方舟中，并通过煅烧过程，将收集的 peg-200-2-c@mose2@cnt经过xrd(图1a)表征表明获得该产物是三层异质结结构。该结构所展现出的优异的钠储存性能，可归因于双碳网络与mose2的层间间距扩大的协同效应。当用作sibs的阳极材料时，peg-200-2
‑ꢀ
c@mose2@cnt可以在0.1ma的电流密度下，提供高容量的1483mahg-1
初始容量，并且在500次循环后仍可保持426mah g-1
的优异容量，；在高电流密度为 2a g-1
，经过3000次循
环后仍可保持206.3mahg-1
的可逆容量。因此，构建 c@mose2@cnt负极材料的研究可能为未来可充电电池提供潜在的选择.


技术实现要素：

[0006]
本发明的目的是为了解决现有技术中存在的缺点，而提出的一种用作钠离子电池负极的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料。
[0007]
为了实现上述目的，本发明采用了如下技术方案：
[0008]
一种用作钠离子电池负极的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料，该复合物材料的制备方法包括以下步骤：
[0009]
s1、将碳纳米管溶于乙二醇(聚乙二醇)，后加入五氯化钼与有机溶剂生成钼金属有机配物；最佳效果为:聚乙二醇加入替代乙二醇的量，即加入聚乙二醇和乙二醇的总量为15ml，本例中加2ml聚乙二醇200和13ml乙二醇(烧制后所得产物命名为peg-200-2-c@mose2@cnt)，mo与聚乙二醇形成钼基金属有机配合物，最后再加入硒；
[0010]
s2、将溶液超声，能够促使cnt均匀分散，同时使钼金属有机配物均匀吸附于cnt表面，即形成钼金属有机配物@cnt复合物；
[0011]
s3、取出上述溶液放入陶瓷方舟中，随后转移至含有ar气氛的管式炉中进行煅烧，升温速率为4～6℃/min；
[0012]
s4、在经过超声和煅烧反应后，前驱体分散液中的mo元素被原位地硒化为 mose2，而有机组分原位地转化成碳材料，最终生成c@mose2@cnt纳米复合异质结材料。
[0013]
优选的，所述s1中，聚乙二醇不局限于聚乙二醇-200，聚乙二醇-200与乙二醇的溶剂比值为0.1～0.6。
[0014]
优选的，所述s1中，加入过程中温度为20～30℃。
[0015]
优选的，所述s1中，五氯化钼的浓度为0.08～0.12mmol ml-1
。
[0016]
优选的，所述s1中，硒的浓度为0.2～0.4mmol ml-1
。
[0017]
优选的，所述s1中，硒与五氯化钼的摩尔比为1.5～3：1。
[0018]
优选的，s1中，cnt的浓度为0.3～0.7mg ml-1
。
[0019]
优选的，s2中，超声2～4h增强cnt分散效果。
[0020]
优选的，s3中，所用的保护气氛为氩气，在60～100℃下保持3～5h，然后升温到130～300℃仍保持3～5h，最后升温至煅烧温度为500～1300℃，煅烧时间为4～6h。
[0021]
优选的，s4中：所述复合物材料为产物为c@mose2@cnt纳米三层复合异质结材料(mose2围绕cnt生长，同时碳包覆于mose2表面而形成的三层异质结结构)；加2ml聚乙二醇-200的复合材料最外层包覆厚度有明显变化，比没有加聚乙二醇-200的材料薄，且电池容量显著提升至600mahg-1
。
[0022]
相对现有技术，本发明技术方案带来的有益技术效果：
[0023]
本发明方以五氯化钼、se、cnt、乙二醇(聚乙二醇)为原料，通过超声分散和后续的煅烧法合成出了c@mose2@cnt纳米复合异质结材料。该方法所得产品相比于同类产品，方法简单，能耗低、重复性高，mose2、cnt可分散度高，层数少，循环稳定性好，有利于实现其工业化生产。
附图说明
[0024]
图1为本发明提出的c@mose2、c@mose2@cnt、peg-200-2-c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的(a)x射线粉末衍射、(b)(c)拉曼，peg-200-2-c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的(d)(e)(f)xps图谱；
[0025]
图2为本发明提出的c@mose2、c@mose2@cnt(a)、peg-200-2-c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的热重图；
[0026]
图3为本发明提出的c@mose2纳米复合异质结材料的(a)、(b)扫描电镜图、(c)、(d)透射电镜图；
[0027]
图4为本发明提出的纳米复合异质结材料的c@mose2@cnt(a)、peg-200-2-c@mose2@cnt(b)、及peg-200-5-c@mose2@cnt(c)纳米复合异质结材料的扫描电镜图片；
[0028]
图5为本发明提出的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的(a)扫描电镜图片及(b)、(c)、(d)、(e)透射电镜照片；peg-200-2-c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的(f)扫描电镜图片及(g)、(h)、(i)、(j)透射电镜图片；
[0029]
图6为本发明提出的(a)peg200-2-c@mose2@cnt纳米复合异质结材料的循环伏安图，(b)peg200-2-c@mose2@cn纳米复合异质结材料的充放电容量电压图，(c)c@mose2、c@mose2@cnt、peg200-2-c@mose2@cnt和peg200-5-c@mose2@cnt电池在0.1ag-1
的充放电循环性能图，(d)peg200-2-c@mose2@cnt电池充放电电池倍率性能图，(e)peg200-2-c@mose2@cnt电池在2ag-1
电流密度下的长循环大电流充放电测试；
[0030]
图7为na原子在mose2和mose2/cnt中的迁移能。(a)，(b)na原子在mose2/cnt和mose2,的迁移示意图.(e),(f)在两种体系中的迁移能。显然,na原子的迁移能在mose2/cnt(1.78ev)低于mose2(2.45ev)中。
具体实施方式
[0031]
为使本发明的上述特征、优点和目的能够更加明了易懂，下面结合具体实施方式对本发明内容做进一步详细的说明。上面的描述中阐述了许多具体细节以便于充分理解本发明。但是本发明能够以很多不同于在此描述的其他方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似改进，因此本发明不受下面公开的具体实施的限制。
[0032]
以下实施例中涉及的反应原料和催化剂，如果没有特殊说明，都为市面上常规的市售商品化试剂。
[0033]
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。
[0034]
实施例1中，一种用作钠离子电池负极的c@mose2纳米复合异质结材料该复合物材料的制备方法包括以下步骤：
[0035]
s1、取五氯化钼27.2mg溶于15ml乙二醇生成钼基金属有机配物，将24mgse溶于前述溶液；
[0036]
s2、将溶液超声4小时，将钼基金属有机配物、se均匀分散，
[0037]
s3、取出上述溶液放入陶瓷方舟中，随后转移至含有ar气氛的管式炉中于80℃、180℃、与800℃下煅烧4h、4h与4h，升温速率为5℃@min；
[0038]
s4、在经过超声和煅烧反应后，前驱体分散液中的mo元素被原位地硒化为mose2，
而有机组分原位地转化成碳材料，最终生成c@mose2纳米复合异质结材料。
[0039]
2.进一步的上述要求的一种用作钠离子电池负极的c@mose2纳米复合异质结材料其特征在于，所述s1中，加入过程中温度为室温即20～30℃，。
[0040]
3.进一步的上述要求的一种用作钠离子电池负极的c@mose2纳米复合异质结材料，其特征在于，所述复合物材料为产物为c@mose2纳米为碳包覆于 mose2表面的异质结结构，mose2为少层结构。
[0041]
4.进一步的，将所得c@mose2纳米复合异质结材料与乙炔黑、海藻酸钠按质量比(8:1:1)混合研磨后分散于水和乙醇的混合溶剂中，然后均匀地涂在铜箔上做工作电极。
[0042]
实施例2中，一种用作钠离子电池负极的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料，该复合物材料的制备方法包括以下步骤：
[0043]
s1、取五氯化钼27.2mg溶于15ml乙二醇生成钼金属有机配物，再加入24 mg se、与8mg cnt溶于前述溶液；
[0044]
s2、将溶液超声4小时将se、cnt均匀分散，同时使钼基金属有机配物均匀吸附于cnt表面，即形成钼基金属有机配物@cnt复合物
[0045]
s3、取出上述溶液放入陶瓷方舟中，随后转移至含有ar气氛的管式炉中于 80℃、180℃、与800℃下煅烧4h、4h与4h，升温速率为5℃@min；
[0046]
s4、在经过超声和煅烧反应后，前驱体分散液中的mo元素被原位地硒化为 mose2，而有机组分原位地转化成碳材料，最终生成c@mose2@cnt纳米复合异质结材料。
[0047]
2.进一步的上述要求的一种用作钠离子电池负极的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料，其特征在于所述s1中，加入过程中温度为室温即20～30℃；。
[0048]
3.进一步的上述要求的一种用作钠离子电池负极的c@mose2@cnt纳米复合异质结材料，其特征在于：所述复合物材料为产物为c@mose2@cnt纳米三层复合异质结材料，即mose2围绕cnt生长，同时碳包覆于mose2表面的三层异质结结构。
[0049]
4.进一步的，将所得c@mose2@cnt纳米三层复合异质结材料料与乙炔黑、海藻酸钠按质量比8:1:1混合研磨后分散于水和乙醇中，然后均匀地涂在铜箔上做工作电极。
[0050]
实施例3中，一种用作钠离子电池负极的peg-200-2-c@mose2@cnt 纳米复合异质结材料，该复合物材料的制备方法包括以下步骤：
[0051]
s1、称取8mg碳纳米管溶于13ml乙二醇和2ml聚乙二醇的混合溶剂，后加入27.2mg五氯化钼与有机溶剂生成钼金属有机配物，mo与聚乙二醇形成钼基金属有机配合物，最后再加入24mg se
[0052]
s2、将溶液超声4小时将se、cnt均匀分散同时使钼基金属有机配物均匀吸附于cnt表面，即形成钼基金属有机配物@cnt复合物
[0053]
s3、取出上述溶液放入瓷方舟，随后转移至含有ar气氛的管式炉中于80℃、 180℃、与800℃下均煅烧4h、4h与4h，升温速率为5℃@min；
[0054]
s4、在经过超声和煅烧反应后，前驱体分散液中的mo元素被原位地硒化为 mose2，而有机组分原位地转化成碳材料，最终生成peg-200-2-c@mose2@cnt 纳米复合异质结材料。
[0055]
2.根据上述要求的一种用作钠离子电池负极的peg-200-2-c@mose2@cnt 纳米复合异质结材料其特征在于，所述s1中，本例聚乙二醇为聚乙二醇-200，。
[0056]
3.根据上述要求的一种用作钠离子电池负极的peg-200-2-c@mose2@cnt 纳米复合异质结材料，其特征在于，所述s1中，加入过程中温度为室温即20～ 30℃；。
[0057]
4.根据上述要求的一种用作钠离子电池负极的peg-200-2-c@mose2@cnt 纳米复合异质结材料，其特征在于：所述复合物材料为产物为c@mose2@cnt 纳米三层复合异质结材料(mose2围绕cnt生长，同时碳包覆于mose2表面而形成的三层异质结结构)；加2ml聚乙二醇-200的复合材料最外层包覆厚度有明显变化，比没有加聚乙二醇-200的材料薄，且电池容量显著提升至600mahg-1
[0058]
5.进一步的，将所得peg-200-2-c@mose2@cnt纳米三层复合异质结材料料与乙炔黑、海藻酸钠按质量比8:1:1混合研磨后分散于水和乙醇中，然后均匀地涂在铜箔上做工作电极。
[0059]
下面以实施例1-3作为代表，进行表征：
[0060]
c@mose2@cnt和peg200-2-c@mose2@cnt样品的sem和tem图像如图5所示。将图5a、5b和5c分别与图5f、5g和5h进行比较，可推断出peg-200 比乙二醇更好地分散碳纳米管和钼基金属配合物，有助于提高活性材料的利用率。 peg200-2-c@mose2@cnt的hrtem图像(图5i)表明，mose2纳米片的边缘与cnt成一定角度，并被一薄层碳完全包围；而在c@mose2@cnt中，mose2 纳米片的生长与cnt平行，完全由一层厚的碳层包围(图5d)。图5h和图5i 则表明，恰恰正是这层较厚的碳涂层承接了mose2边缘与碳纳米管的接触。这主要是因为peg-200的碳链比乙二醇长，所形成的钼基络合物更容易吸附在cnt 上，并在mose2和cnt之间原位形成碳过程中提供更多的碳源；并且mose2 的凸起边缘有利于mose2与电解液之间产生更多的接触位点，从而缩短na 的迁移距离。图s1d、图5e和图5j中的hrtem图像表明：在c@mose2, c@mose2@cnt和peg-200-2-c@mose2@cnt复合材料中，mose2的层间距离约为0.65nm，这对应于(002)平面。此外，从图5e和5j中可以清楚地看出： mose2层夹在cnt和碳层之间，并且mose2(002)平面的层间距离由从 c@mose2@cnt(图5e)的≈0.65至≈0.68纳米增加到peg-200-2 c@mose2@cnt(图5j)的≈0.66至≈中的0.68nm；层间距的增加不仅提高了复合材料的离子储存能力，而且提高了复合材料固有的导电性。同时， peg-200-2-c@mose2@cnt(图5j)中的碳涂层比c@mose2@cnt(图5e) 的薄，这意味着前者的活性材料更容易接近电解液，其电池性能会更加优秀。通过分析c@mose2@cnt和peg200-2-c@mose2@cnt样品的sem和tem图像，可以看出：与乙二醇相比，peg-200对mose2的形貌产生很强的影响，这将更有利于改善mose2作为sibs负极材料的电池性能。
[0061]
图1a表明样品c@mose2,c@mose2@cnt和peg-200-2-c@mose2@cnt 的xrd图谱在27.3
°
处的峰与碳有关，而其他峰则对应于p63/mmc空间群的 mose2(jcpds 29
–
0914)的六方相，结果证实了产物的高纯度。在拉曼光谱中，可以清楚地观察到c@mose2,c@mose2@cnt和peg-200-2-c@mose2@cnt 中碳纳米管的d峰和g峰分别是1352cm-1和1586cm-1(图1b)。以及239.34cm-1 的面外振动(a1g)，在283.6cm-1处存在对应于面内原子振动(e2g1)(图1c)。原子振动是由于mose2的两个相邻刚性层的振动，这证实了生长的mose2的层状结构。据观察，c@mose2和c@mose2@cnt的a1g与e2g1的强度比几乎相同，这证实了碳涂层不会对mose2层状结构造成不利影响。然而，与c@mose2 和c@mose2@cnt相比，peg200-2-c@mose2@cnt的a1g强度的降低非常明显，证实了peg碳涂层的引入对mose2层状结构有不利影响。相比于 c@mose2@cnt和peg200-2-c@mose2@cnt的a1g和e2g1峰，c@mose2 出现明显的红移，这是由
于层间距离的增加。
[0062]
利用xps能谱分析了peg200-2-c@mose2@cnt复合材料中元素的表面化学组成和氧化状态。整个测量光谱(图1d)清楚地显示了mo、se、c信号，较小的o1s信号表明产品纯度较高。在mo 3d光谱中，229.03ev和232.19ev处的两个峰值分别对应于mo 3d5/2和3d3/2，指示mo 4状态(图1e)；230.4ev 的微弱峰值对应于由se 3s，在se 3d光谱中，54.51ev(se 3d5/2)和55.39ev (se 3d3/2)处的se 3d峰值对应于se 2状态的峰值(图1e)。se 3d光谱中55.8 ev的宽峰与归因于se氧化状态的中间拟合线有关(图1e)。mose2在mose2@c, mose2@c@cnt和peg-200-2-c@mose2@cnt的比例通过热重分析(tga) 测定(图2)。在空气中加热时，mose2氧化生成moo3和seo2，因此350℃之前质量有所增加(图2)。之后，有两个阶段的质量损失：第一阶段是由于seo2 升华，第二种是由于通过碳的氧化。根据tga结果，在mose2@c中，mose2 比例为70.74％，而在mose2@c@cnt和peg-200-2-c@mose2@cnt中，则分别为57.06％和49.86％。
[0063]
peg-200-2-c@mose2@cnt复合材料作为阳极进行电池测试，以评估电池中的na 储存性能。复合材料的电化学性能通过循环伏安法(cv)测量进行评估，在第一个阴极/放电过程中，在0.3mv s-1下扫描最初的四个循环在0.01
–
3.00 v的电压范围内(图5a)，出现三个峰值1.2、0.67和0.42v；第一个阴极或还原峰在1.2v，这与na 嵌入mose2层形成naxmose2有关；第二个是0.68v，由于添加了碳酸氟乙烯酯(fec)而形成稳定且薄的naf样固体电解质界面(sei) 层，引起电解液的不可逆分解导致的；在阴极过程中，观察到的主要阴极峰在约 0.6v和0.3v处，主要归因于na 插入导致mose2分解为金属mo和na2se。在peg-200-2-c@mose2@cnt的首次阳极/充电过程中，可观察到1.69v的峰值，这是由于mo部分氧化为mose2，na2se部分转化为se和聚硒醚中间体。从第二个循环开始，c@mose2@cnt曲线的形状开始重叠，显示出高度的电化学可逆性和稳定性。图5b展示了在100ma g-1
、0.01至3.00v范围内的 peg-200-2-c@mose2@cnt的恒流放电/充电电压分布曲线；并且peg-200-2-c@mose2@cnt首次放电和充电容量分别为1483mahg-1
和710 mahg-1
，而第一电荷容量的降低可归因于不可逆的电解质降解，以及如前所述的sei膜的形成。
[0064]
为了进一步研究碳层对钠化/脱钠的影响，研究了在电流密度为100mag-1
下，c@mose2、c@mose2@cnt、peg-200-2-c@mose2@cnt和peg-200-5-c@mose2@cnt碳纳米管复合材料的循环行为(图5c)。在第10次循环后c@mose2@cnt、peg-200-2-c@mose2@cnt和 peg-200-5-c@mose2@cnt杂化物具有高度的电化学可逆性和稳定性。 peg200-2-c@mose2@cnt的容量从第20次循环的600mah g-1
降至第300次循环556mah g-1
。c@mose2@cnt和peg-200-5-c@mose2@cnt的容量相对较低，并且容量也随着循环次数的增加而降低，但与peg-200-2-c@mose2@cnt 相比，下降幅度较小(图5c)。因为c@mose2@cnt的碳涂层比 peg-200-2-c@mose2@cnt更厚，na

离子必须在到达活性材料(mose2)之前扩散到外部无定形碳壳。na

离子可能通过无定形碳壳中的空位或缺陷扩散到 mose2中，而不是遵循插层机制。因此，与较薄的碳涂层相比，通过厚碳层的缓慢扩散对整个过程产生不利影响。如果没有cnt的参与，c@mose2电极从第20个循环的680mah g-1
至第300次循环的83mah g-1
，表现出巨大的容量衰减(图5c)。这意味着，当用作钠离子阳极时，c@mose2@cnt以碳纳米管为核心以及选择合适厚度的碳层对于提高碳纳米管的容量和稳定性至关重要。 peg-200-2-c@mose2@cnt材料在电流密度为100、200、400、600、800、1000、 1400、1600、2000、2400和3000mag-1
时，提供568、
491、472、467、451、 439、423、417、404、399和392mah g-1
的放电容量，具有令人印象深刻的速率性能；当电流密度恢复到100、200和400mag-1
时，它恢复了574、514和499 mah g-1
的放电容量(图5d)。对于长循环测试，peg-200-2-c@mose2@cnt杂化物具有良好的容量保持率(90％)，在1000到3000次循环后，比容量为212mahg-1
。而c@mose2在第20个循环中，容量保持率仅为30％(图5e)。相比于 c@mose2，peg-200-2-c@mose2@cnt的na 储存性能的增强是由于碳涂层后 mose2层间距的大幅增加，因为它为钠存储提供了优越的插入通道和位点。此外，mose2的凸起边缘有利于mose2与电解液接触，提高活性物质的利用率，从而缩短钠离子的迁移距离，提高电池的存储容量。
[0065]
总之，我们展示了一种通过使用钼基有机络合物原位合成硒化钼来制备三层 c/mose2/cnt纳米结构的简单方法。首先，在碳纳米管表面控制生长一层钼基有机络合物，然后将钼原位硒化为mose2；然后，通过在不同温度下使用外部有机络合物层作为碳源直接和逐步碳化，mose2和cnt都被限制在导电多孔碳中。当用作电极时，优化的c/mose2/cnt材料提供了高比容量(684mah g-1
在100 mag-1
)和良好的循环稳定性(经过300次循环后为554mah g-1
的容量，和经过3000次循环后206.3mah g-1
的容量)。同时，dft计算结果表明(图7)， mose2与碳纳米管的杂化可以有效地降低mose2层中的na

扩散势垒(2.45ev 到1.78ev)，提高mose2中na

储存的可逆性。
[0066]
实施例1-3中，本发明金属有机配合物前驱体组分确定，可重复性高，工艺简单。在经过超声分散和煅烧反应后，其中的mo元素被原位硒化为mose2，而有机组分原位转化成石墨化碳(c)，形成外层c包覆mose2结构，可有效地缓解mose2在充放电过程中的体积变化，提升循环寿命。此外，本发明所得样品中的mose2粒子小、层数少、分布均匀，有利于暴露活性位点，提升可逆容量。 cnt的存在有利于提升导电性，从而提高大电流性能，提高材料的导电性能。
[0067]
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。